JP5036907B2 - 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子 - Google Patents
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Description
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｍｇがドープされたｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子に関している。
【背景技術】
【０００２】
Ｖ族元素として窒素（Ｎ）を有する窒化物半導体は、そのバンドギャップの大きさから、短波長発光素子の材料として有望視されている。そのなかでも、窒化ガリウム系化合物半導体（ＧａＮ系半導体：ＡｌxＧａyＩｎzＮ、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）の研究は盛んに行われ、青色発光ダイオード（ＬＥＤ）、緑色ＬＥＤ、ならびに、ＧａＮ系半導体を材料とする半導体レーザも実用化されている。
【０００３】
ＧａＮ系半導体は、ウルツ鉱型結晶構造を有している。図１は、ＧａＮの単位格子を模式的に示している。ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）半導体の結晶では、図１に示すＧａの一部がＡｌおよび／またはＩｎに置換され得る。
【０００４】
図２は、ウルツ鉱型結晶構造の面を４指数表記（六方晶指数）で表すために一般的に用いられている４つの基本ベクトルａ1、ａ2、ａ3、ｃを示している。基本ベクトルｃは、［０００１］方向に延びており、この方向は「ｃ軸」と呼ばれる。ｃ軸に垂直な面（ｐｌａｎｅ）は「ｃ面」または「（０００１）面」と呼ばれている。なお、「ｃ軸」および「ｃ面」は、それぞれ、「Ｃ軸」および「Ｃ面」と表記される場合もある。添付図面では、見易さのため大文字の表記を使用している。
【０００５】
ＧａＮ系半導体を用いて半導体素子を作製する場合、ＧａＮ系半導体結晶を成長させる基板として、ｃ面基板すなわち（０００１）面を表面に有する基板が使用される。しかしながら、ｃ面においてはＧａの原子層と窒素の原子層の位置がｃ軸方向に僅かにずれているため、分極（Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ）が形成される。このため、「ｃ面」は「極性面」とも呼ばれている。分極の結果、活性層におけるＩｎＧａＮの量子井戸にはｃ軸方向に沿ってピエゾ電界が発生する。このようなピエゾ電界が活性層に発生すると、キャリアの量子閉じ込めシュタルク効果により活性層内における電子およびホールの分布に位置ずれが生じるため、内部量子効率が低下する。このため、半導体レーザであれば、しきい値電流の増大が引き起こされる。ＬＥＤであれば、消費電力の増大や発光効率の低下が引き起こされる。また、注入キャリア密度の上昇と共にピエゾ電界のスクリーニングが起こり、発光波長の変化も生じる。
【０００６】
そこで、これらの課題を解決するため、非極性面、例えば［１０−１０］方向に垂直な、ｍ面と呼ばれる（１０−１０）面を表面に有する基板を使用することが検討されている。ここで、ミラー指数を表すカッコ内の数字の左に付された「−」は、「バー」を意味する。ｍ面は、図２に示されるように、ｃ軸（基本ベクトルｃ）に平行な面であり、ｃ面と直交している。ｍ面においてはＧａ原子と窒素原子は同一原子面上に存在するため、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。その結果、ｍ面に垂直な方向に半導体積層構造を形成すれば、活性層にピエゾ電界も発生しないため、上記課題を解決することができる。
【０００７】
ｍ面は、（１０−１０）面、（−１０１０）面、（１−１００）面、（−１１００）面、（０１−１０）面、（０−１１０）面の総称である。なお、本明細書において、「Ｘ面成長」とは、六方晶ウルツ鉱構造のＸ面（Ｘ＝ｃ、ｍ）に垂直な方向にエピタキシャル成長が生じることを意味するものとする。Ｘ面成長において、Ｘ面を「成長面」と称する場合がある。また、Ｘ面成長によって形成された半導体の層を「Ｘ面半導体層」と称する場合がある。
【０００８】
一般の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、基板上に、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、活性層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を、この順序に成長させることによって作製される。これらの窒化ガリウム系化合物半導層は、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ：Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）のような気相成長法によって形成される。
【０００９】
従来、ｐ型の窒化ガリウム系半導体層（以下、簡単に「ｐ型層」と称する場合がある。）の成長は、ｐ型ドーパントであるマグネシウム（Ｍｇ）を１×１０19ｃｍ-3以上の濃度で含有するように条件を制御して行われてきた。ｐ型層内にドープされたＭｇ原子は、水素原子と結合しやすく、水素原子と結合したＭｇ原子はｐ型ドーパントとしては不活性である。このため、Ｍｇ原子から水素を脱離させるための活性化熱処理（アニーリング処理）が行われることがある。しかし、このような活性化熱処理を行っても、ｐ型層内に含まれるＭｇ原子全体のうちの数％程度しか活性化されない。したがって、良好な電気特性を示すために必要な１×１０17ｃｍ-3程度の正孔（ホール）濃度を得るには、その１００倍以上となる１×１０19ｃｍ-3以上の濃度でＭｇ原子をドープする必要がある。良好な電気特性のためには、２〜５×１０19ｃｍ-3程度のＭｇ原子の濃度（以下、「Ｍｇ濃度」と称する）を達成することが望ましい。
【００１０】
窒化ガリウム系化合物半導体素子におけるｐ型ドーピングに関する従来技術は、例えば特許文献１から特許文献３に開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】
国際公開第２００３−０７７３９１号パンフレット
【特許文献２】
特開２００７−２８１３８７号公報
【特許文献３】
特開２００８−２５１６４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
Ｍｇ原子は窒化ガリウム系化合物半導体の結晶内を拡散しやすいため、ｐ型層を成長させている最中に活性層にまでＭｇ原子が移動することが知られている。活性層にまで拡散したＭｇ原子は、活性層で非発光中心となるため、素子の発光効率を著しく低下させる。１×１０19ｃｍ-3以上の高濃度のＭｇ原子を含有するｐ型層からは、活性層側への拡散が顕著に生じてしまう。
【００１３】
原理上、拡散の抑制には３つの方法が有効である。
【００１４】
１つ目は拡散源であるｐ型層のＭｇ濃度を低減させることである。しかし、前述したように、発光素子として十分な電気特性を発揮するには、１×１０19ｃｍ-3以上のＭｇ濃度が必要である。
【００１５】
２つ目はｐ型層の成長時間を短縮し、Ｍｇ原子に活性層まで拡散する時間を与えないことである。ｐ型層の成長時間は、目標とするｐ型層の厚さを成長速度（成長レート）で除算することで求められる。成長時間を短縮するため、成長レートを過度に高めると、多くの場合、ｐ型層の結晶性が悪化するため、望ましい電気特性および発光特性を示す素子が得られない。成長時間を短縮するため、ｐ型層を薄くすると、ｐ型層としての役割が果たせず、素子が電気的に短絡してしまう。したがって、Ｍｇ拡散を抑止するために成長時間を短縮することは現実的ではない。
【００１６】
３つ目は拡散源であるｐ型層の成長温度を低く設定し、Ｍｇ原子が拡散の活性化ポテンシャルを容易には超えられないようにする方法である。しかし、成長温度の低下は、ｐ型層の結晶性を著しく悪化させるために有効ではない。
【００１７】
このように、発光素子として十分な電気特性を満足しつつ、Ｍｇ原子の拡散を充分に抑止する技術は開発されていない。
【００１８】
なお、ｐ型層の成長温度の過度な低下を行わない場合でも、Ｍｇ濃度が高すぎると、素子の発光効率を低下させることになる。窒化ガリウム系化合物半導体にとって、Ｍｇは不純物であり、高濃度でＭｇ原子を含むｐ型層には不純物準位が多く形成されるからである。ｐ型層の不純物準位が多いと、活性層で発した光のうちｐ型層を透過できずに吸収されてしまう光の割合が増加する。発光素子として十分に低い抵抗を示すように、ｐ型層のＭｇ濃度を１×１０19ｃｍ-3以上に設定すると、ｐ型層で光の吸収が生じやすくなるという問題がある。
【００１９】
特許文献１は、Ｍｇ原子の拡散を抑制するため、活性層とｐ型層との間にアンドープ拡散抑制層を挿入することを教示している。この拡散抑制層は、Ｍｇ原子の拡散を完全に遮断するものではなく、また、アンドープ層であるため、素子の電気抵抗を高くしてしまう。特許文献１には、シリコン（Ｓｉ）をドープしたｎ型拡散抑制層を備える実施例も開示されている。しかし、拡散抑制層がｎ型であれば、ｐ型層から活性層への正孔の注入効率が低下するという弊害がある。
【００２０】
特許文献２は、Ｍｇよりも活性化率の高いベリリウム（Ｂｅ）をｐ型ドーパントとして使用することにより、発光素子に必要な正孔濃度を、Ｍｇを用いた場合よりも低いドーパント濃度で達成することを開示している。Ｂｅ原子をドープする場合は、必要なドーパント濃度が低くて済むため、活性層に拡散するＢｅ原子の量も低減でき、素子の発光効率が高くなる。しかし、Ｂｅは人体に有害な物質であり、その使用は好ましくない。また、ドーパント濃度が小さくて済むとはいえ、ｐ型層の抵抗を充分に低下させるには、１×１０19ｃｍ-3以上のドーパント濃度が必要である。このため、Ｂｅ原子をドープする場合でも、ｐ型層の結晶性は依然として良くないために、活性層で発した光のｐ型層による吸収を抑えられない。
【００２１】
特許文献３は、組成の異なる２つの窒化ガリウム系化合物半導体層を交互に堆積することによりｐ型層を形成することを開示している。このｐ型層では、組成の異なる２つの窒化ガリウム系化合物半導体層の一方にだけ、Ｍｇがドープされ、活性層から遠ざかるにつれてＭｇ濃度が上昇する。このような構成を採用すると、Ｍｇ原子の拡散を抑制できたとしても、ｐ型層内で活性層に近い領域でＭｇ濃度が低くなるため、活性層への正孔注入効率が顕著に低下してしまう。
【００２２】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その主たる目的は、活性化率を高めたＭｇを含有するｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を備えた窒化ガリウム系化合物半導体発光素子およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
本発明の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記活性層との間に位置するｐ型オーバーフロー抑制層、および、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はｍ面半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００２４】
好ましい実施形態において、前記ｐ型オーバーフロー抑制層には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18以下ｃｍ-3の範囲にあるＭｇがドープされている。
【００２５】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層のうちで、前記活性層からの距離が４５ｎｍ以下の部分におけるＭｇ濃度は、１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にある。
【００２６】
好ましい実施形態において、前記活性層と前記ｐ型オーバーフロー層との間に位置するアンドープスペーサ層を更に備えている。
【００２７】
好ましい実施形態において、前記活性層と前記ｐ型オーバーフロー層とが接している。
【００２８】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はＧａＮ層である。
【００２９】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の前記ｐ型電極側には、濃度が９．０×１０18ｃｍ-3よりも高いＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００３０】
本発明による他の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、および前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、および、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はｍ面半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００３１】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層のうちで、前記活性層からの距離が４５ｎｍ以下の部分におけるＭｇ濃度は、２．０×１０18ｃｍ-3以上８．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にある。
【００３２】
好ましい実施形態において、前記活性層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置するアンドープスペーサ層を更に備えている。
【００３３】
好ましい実施形態において、前記活性層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層とが接している。
【００３４】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はＧａＮ層である。
【００３５】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の前記ｐ型電極側には、濃度が９．０×１０18ｃｍ-3よりも高いＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００３６】
好ましい実施形態において、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層を形成する工程（Ａ）と、前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層上に活性層を形成する工程（Ｂ）と、前記活性層上にｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を形成する工程（Ｃ）と、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接するｐ型電極を形成する工程（Ｄ）とを含む窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法であって、工程（Ｃ）は、ｍ面成長によって前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を成長させ、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側に、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇをドープする工程を含む。
【００３７】
本発明による更に他の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記活性層との間に位置するｐ型オーバーフロー抑制層、および、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜している半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層における主面の法線とｍ面の法線とが形成する角度が１°以上５°以下であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００３８】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｃ軸方向またはａ軸方向に傾斜している半導体層である。
【００３９】
本発明による更に他の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、および前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、および、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜している半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層における主面の法線とｍ面の法線とが形成する角度が１°以上５°以下であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇがドープされている領域が設けられている。
【発明の効果】
【００４０】
本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子では、ｐ型層から活性層へのＭｇ拡散が抑制されるため、活性層における非発光中心の発生が抑えられる。また、活性層の直上にｐ型層を接触させて堆積でき、高抵抗化の要因であったアンドープの拡散抑制層を活性層とｐ型層との間に挿入しなくてもよい。このため、動作電圧を高めることなく、高い発光効率を実現することができる。更に、Ｍｇの高濃度ドーピングを避けることができるため、ｐ型層の結晶性を良好に維持することができる。このため、活性層で発した光がｐ型層で吸収される割合を大幅に低減することができる。
【００４１】
また、活性層がｍ面成長で形成されるため、従来のｃ面成長で問題となっていた量子閉じ込めシュタルク効果も発生しない。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】ＧａＮの単位格子を模式的に示す斜視図である。
【図２】ウルツ鉱型結晶構造の基本ベクトルａ1、ａ2、ａ3、ｃを示す斜視図である。
【図３Ａ】ｐ−ＧａＮ層におけるＭｇ濃度と正孔の移動度との関係を示すグラフである。
【図３Ｂ】ｐ−ＧａＮ層におけるＭｇ濃度と正孔濃度との関係を示すグラフである。
【図４】ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度と抵抗率との関係を示すグラフである。
【図５】（ａ）および（ｂ）は、ＬＥＤ試料のＳＩＭＳ分析結果を示すグラフである。
【図６】ｐ−ＧａＮ層の成長時間とＭｇ原子の拡散の進入長との関係を示すグラフである。
【図７Ａ】ｐ−ＧａＮ層の成長温度と抵抗率の関係を示すグラフである。
【図７Ｂ】ｐ−ＧａＮ層の成長温度が１０００℃、８５０℃のときにおけるＭｇ濃度と拡散の進入長との関係を示すグラフである。
【図８】ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が異なるＬＥＤ試料の電流−電圧特性を示すグラフである。
【図９Ａ】ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が異なる場合の２種類の発光スペクトルを示すグラフである。
【図９Ｂ】発光強度比のｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度依存性を示すグラフである。
【図１０Ａ】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第１の実施形態を示す断面図である。
【図１０Ｂ】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第１の実施形態の改変例を示す断面図である。
【図１０Ｃ】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第１の実施形態の改変例を示す断面図である。
【図１０Ｄ】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第２の実施形態を示す断面図である。
【図１１】（ａ）は、ＧａＮ系化合物半導体の結晶構造（ウルツ鉱型結晶構造）を模式的に示す図であり、（ｂ）は、ｍ面の法線と、＋ｃ軸方向およびａ軸方向との関係を示す斜視図である。
【図１２】（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ＧａＮ系化合物半導体層の主面とｍ面との配置関係を示す断面図である。
【図１３】（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の主面とその近傍領域を模試的に示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００４３】
本発明者は、適切なＭｇ濃度を有するｐ型窒化ガリウム系化合物半導体を、六方晶ウルツ鉱構造のｍ面が成長面となるように作製すれば、十分に小さい抵抗率を維持したまま、Ｍｇ原子の拡散そのものの発生を防ぐことができることを見出し、本発明を完成した。
【００４４】
従来、窒化ガリウム系化合物半導体を利用した発光素子は、（０００１）面、いわゆるｃ面を成長面として作製されてきた。前述の特許文献に開示された先行技術も、ｃ面成長によって作製された窒化ガリウム系発光素子に関している。
【００４５】
本発明者らは、ｍ面成長によって作製したｐ型窒化ガリウム系化合物半導体では、ｃ面成長によって作製したｐ型窒化ガリウム系化合物半導体に比べ、ｐ型ドーパントであるＭｇの活性化率が数倍大きくなることを見出した。以下、この点を説明する。
【００４６】
図３Ａは、ｐ型ＧａＮ層のＭｇ濃度と正孔の移動度との関係を示すグラフであり、図３Ｂは、ｐ型ＧａＮ層のＭｇ濃度と正孔濃度との関係を示すグラフである。図４は、ｐ型ＧａＮ層のＭｇ濃度と抵抗率との関係を示すグラフである。これらのグラフにおいて、横軸は、ｐ型ＧａＮ層のＭｇ濃度である。横軸は、いずれも対数スケールで示されており、例えば「１．Ｅ＋１９」は「１×１０19」を意味する。濃度に関する、この表記は、他の図のグラフでも同様である。
【００４７】
図３Ａ、図３Ｂおよび図４の各グラフ中における○は、ｍ面成長で作製したｐ型ＧａＮ層に関する結果を示し、△は、比較のためｃ面成長で同様に作製したｐ型ＧａＮ層に関する結果を示している。図３Ａ、図３Ｂおよび図４のグラフは、以下に説明する方法で作製した複数の試料に対し、ホール効果測定を行うことによって得られた結果に基づいている。試料は、何れも、下地となるｍ面またはｃ面ＧａＮ基板上にアンドープのＧａＮ層１μｍと、Ｍｇをドープしたｐ型層０．７５μｍとを、この順に堆積した後、窒素雰囲気中でアニーリング（８３０℃、２０分）を行うことによって作製した。ｍ面成長の試料は５種類であり、Ｍｇ濃度は、それぞれ、２．６×１０18ｃｍ-3、４．３×１０18ｃｍ-3、７．４×１０18ｃｍ-3、１．３×１０19ｃｍ-3、２．５×１０19ｃｍ-3である。ｃ面成長の試料は３種類であり、Ｍｇ濃度は、それぞれ、１．３×１０19ｃｍ-3、２．６×１０19ｃｍ-3、５．０×１０19ｃｍ-3である。Ｍｇ濃度はＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）で測定した。
【００４８】
図３Ａに示されるように、正孔の移動度は、ｍ面成長であってもｃ面成長であっても、Ｍｇ濃度が増加するに伴って同じような傾向を示して減少する。しかし、図３Ｂに示されるように、正孔濃度は共におよそ１．０×１０18ｃｍ-3で飽和するものの、飽和するまでの傾向には違いがある。正孔濃度が飽和する前の段階において、Ｍｇ原子が同じ１．３×１０19ｃｍ-3の濃度で含有される場合を比較すると、アニーリング処理の条件が同じであっても、ｍ面成長ｐ型層の方でｃ面成長ｐ型層よりも大きい正孔濃度が得られている。したがって、ｍ面成長ｐ型層の方がｃ面成長ｐ型層よりも活性化率が高いといえる。
【００４９】
Ｍｇ濃度が１．３×１０19ｃｍ-3のとき、活性化率はｍ面成長ｐ型層の方が３〜４倍ほど大きい。このため、図４に示されるように、ｍ面成長ｐ型層で抵抗率が最小となるＭｇ濃度は、ｃ面成長ｐ型層で抵抗率が最小となるＭｇ濃度よりも小さくなる。また、ｍ面成長ｐ型層では比較的に低いＭｇ濃度であっても、抵抗率は十分に小さいといえる範囲にとどまっている。ｍ面成長ｐ型層の方がＭｇの活性化率が高い原因については、水素原子が抜けやすいなどの要因が考えられるが、詳しくは明らかでない。
【００５０】
図４からわかるように、ｃ面成長ｐ型層では抵抗率が極小となるＭｇ濃度範囲が狭く、１．０×１０19ｃｍ-3を下回るとすぐに抵抗率は２．５Ωｃｍを上回ってしまう。ｃ面成長ｐ型層における、このような傾向は、特許文献２の図８に示される結果とよく一致している。しかし、ｍ面成長ｐ型層であれば、Ｍｇ濃度が２．０×１０18ｃｍ-3まで低くなっても、抵抗率は２．５Ωｃｍ程度にとどまっている。このため、ｍ面成長ｐ型層であれば、拡散が起こらないような低いＭｇ濃度でありながら、十分に小さい抵抗率を達成することができる。
【００５１】
図５（ａ）、（ｂ）は、いずれも、ｍ面成長で作製したＬＥＤ構造のＳＩＭＳ測定結果を示すグラフである。図５（ａ）、（ｂ）において、太線がＭｇ、極細線がＧａ、実線がＡｌ、点線がＩｎの深さ方向濃度プロファイルを示している。Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎは図の右の縦軸にある検出強度：Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｃｏｕｎｔｓ／ｓｅｃ）で表され、Ｍｇは図の左の縦軸にある密度：Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ（ａｔｏｍｓ／ｃｍ3）で表される。ＳＩＭＳ測定に用いた試料は、下地基板上にｎ−ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ井戸層とＧａＮバリア層で構成される多重量子井戸活性層、ｐ−ＧａＮ層をこの順に堆積したものである。各グラフの横軸は、試料表面からの深さである。Ａｌ原子の検出強度が１．０×１０5ｃｏｕｎｔｓ／ｓｅｃ以上の領域は、後述するｐ−ＡｌＧａＮ層に相当しており、ｐ−ＡｌＧａＮ層は活性層のＩｎＧａＮ井戸層と接触している。図５（ａ）、（ｂ）において、Ａｌ濃度プロファイルを示す曲線とＩｎ濃度プロファイルを示す曲線が交差する深さ位置が、ｐ型層の形成開始位置（下面）に相当する。
【００５２】
図５（ａ）の試料は、ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3となるように条件を制御して作製したＬＥＤ試料である。一方、図５（ｂ）の試料は、ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3となるように条件を制御して作製したＬＥＤ試料である。ｐ−ＧａＮ層の成長条件は、共に温度が１０００℃、成長時間は７０分である。
【００５３】
Ｍｇのドーピング開始位置（深さ位置）を示すためのマーカーとして、ｐ−ＧａＮ層のはじめに厚さ２０ｎｍのｐ−ＡｌＧａＮ層を堆積している。Ｍｇの原料であるビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ2Ｍｇ）は、ＡｌＧａＮ層の堆積開始と同時に供給を開始した。このため、ＳＩＭＳ分析結果においては、Ａｌピーク位置をＭｇドーピング開始位置と対応付けることができる。このＡｌピーク位置よりも深い領域（活性層）に存在するＭｇは、ｐ型層（ｐ−ＧａＮ層またはｐ−ＡｌＧａＮ層）から拡散によって移動したものと判断することができる。なお、Ｍｇ原子の拡散に関して、ｐ−ＡｌＧａＮ層をｐ−ＧａＮ層から区別する意義は無いため、ここでは、ｐ−ＡｌＧａＮ層を含めて「ｐ−ＧａＮ層」と称する場合がある。
【００５４】
図５（ａ）のＭｇプロファイルからは、ｍ面成長であってもＡｌピーク位置から活性層の側へ、Ｍｇ原子の拡散が発生していることがわかる。具体的には、活性層のほとんど全域に１．０×１０19ｃｍ-3という高濃度でＭｇ原子が分布している。活性層側においてＭｇ原子がｐ−ＧａＮ層（厳密にはｐ−ＡｌＧａＮ層）から最も遠くに到達した位置（到達点）とｐ−ＡｌＧａＮ層との距離を「進入長」と呼ぶことにする。Ｍｇ原子の到達点は、Ｍｇ濃度がｐ−ＧａＮ層の平均的なＭｇ濃度の半分まで低減したところの深さと定義する。図５（ａ）の試料におけるＭｇ原子の「進入長」は、約６０ｎｍである。
【００５５】
ｍ面成長でｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3となるように条件を制御した以外は、全く同じ条件で作製したＬＥＤ試料では、図５（ｂ）に示されるように、ＭｇプロファイルはＡｌプロファイルに沿うように急降下し、活性層側へ拡散するＭｇ原子の量はほとんど存在しない。図５（ｂ）のＭｇプロファイルから進入長を測定してみると、およそ１０ｎｍ未満となる。図５（ｂ）の試料では、Ｍｇ原子の拡散はほとんど発生していないと判断できる。
【００５６】
Ｍｇプロファイルから、活性層へ拡散によって進入したＭｇ原子の１ｃｍ-3あたりの個数（拡散Ｍｇ密度）を見積もることができる。図５（ｂ）の試料では、図５（ａ）の試料に比べて、拡散Ｍｇ密度が１０分の１以下にまで低減した。このように、ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3のときは、Ｍｇの拡散がほとんど起こらない。
【００５７】
図６に、ｍ面成長で作製したｐ型層（成長温度１０００℃）の成長時間と、拡散によるＭｇ原子の進入長との関係を示す。図６のグラフ中における○はＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3のときのデータ、◇はＭｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3のときのデータ、□はＭｇ濃度が８．５×１０19ｃｍ-3のときのデータ、△はＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3のときのデータを示している。
【００５８】
Ｍｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3、６．５×１０18ｃｍ-3では、いずれの場合でも、拡散の進入長と成長時間はおよそ線形な関係にある。これから類推すると、Ｍｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3の場合に進入長を１０ｎｍ未満に抑えるには、成長時間を１０分未満にとどめる必要がある。この場合、必要な膜厚を得るには、ｐ型層の成長レートを大幅に高めなければならない。成長レートが高い条件であっても、Ｍｇのドーピング特性が維持できるか不明である。また、成長レートを大幅に高めると、ｐ型層の結晶性が劣化してしまう。
【００５９】
ｐ型層の成長時間が７０分の場合で比較すると、Ｍｇ濃度が減少するにつれて進入長は低減していくが、特に１．０×１０19ｃｍ-3を下回ると、進入長の低減幅は大きくなる。Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3よりも小さいときは、成長時間が１時間を超えてもほとんど進入長が増加しないため、成長レートを過度に高めずとも必要な膜厚のｐ型層を堆積することができる。
【００６０】
ｐ型層の成長温度を低くできれば、Ｍｇ原子の拡散をある程度抑止することができる。図７Ａは、ｐ型層の成長温度とｐ型層の抵抗率との関係を示すグラフである。図７Ｂは、ｐ型層のＭｇ濃度とＭｇ原子進入長との関係を示すグラフである。図７Ａに示す抵抗率は、図３Ａ、図３Ｂおよび図４の試料と同様の構造を有する試料を用いて測定した。これらの試料におけるｐ型層のＭｇ濃度は、１．０〜１．５×１０19ｃｍ-3である。図７Ｂに示すＭｇ原子の進入長は、ｐ型層を７０分間堆積した試料のＳＩＭＳ分析の結果から求めた。
【００６１】
ｐ型層の抵抗率は、成長温度を下げると増大する傾向にある。成長温度が８００℃のときの抵抗率は５．０Ωｃｍを上回った。電気特性の点から、ｐ型層の成長温度は８５０℃以上に設定することが好ましい。
【００６２】
ｐ型層の成長温度が８５０℃の場合におけるＭｇ原子の進入長は、図７Ｂに示すとおり、成長温度が１０００℃の場合におけるＭｇ原子の進入長よりも短い。しかし、Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3未満の場合、その差は有意なものとはいえない。Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3未満であれば、成長温度の低下は、Ｍｇ原子の拡散抑止に対して大きな効果を発揮しない。
【００６３】
図６および図７Ｂの結果から、Ｍｇ原子の拡散抑止には、Ｍｇ濃度低減が最も有効であることがわかる。
【００６４】
図８は、ｍ面成長で作製したＬＥＤの電流−電圧特性を示すグラフである。このグラフには、ｐ型層のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3の電流−電圧特性と、ｐ型層のＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3の電流−電圧特性が示されている。
【００６５】
図４によれば、Ｍｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3の場合と１．５×１０19ｃｍ-3の場合を比較すると、ｐ型層の抵抗率は前者の場合に相対的に高い。しかし、図８からわかるように、これらのＭｇ濃度差は、電流−電圧特性に顕著な差を発生させず、Ｍｇ濃度が低い場合でも発光素子として十分に小さい動作電圧を達成することができる。
【００６６】
本発明は、ｍ面成長で作製した窒化ガリウム系化合物半導体発光素子において、ｐ型層内のＭｇ濃度を従来のｃ面成長に比べて略半減させても電気特性の悪化が起こらないことを利用したものである。Ｍｇ濃度を適切な範囲に制御したｐ型層では、活性層へのＭｇの拡散そのものの発生を抑止することができる。したがって、活性層での非発光中心の増加を抑え、同時にｐ型層で起こる光の吸収も低減させることができるため、素子の発光効率を劣化させることがない。
【００６７】
以下、図９Ａ、図９Ｂを参照して、ｐ型層による光吸収とｐ型層のＭｇ濃度との関係を説明する。図９Ａは、ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が異なる場合の２種類のフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルを示すグラフである。図９Ｂは、波長３６２ｎｍの発光強度に対する波長４２６ｎｍの発光強度の比率（発光強度比）のｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度依存性を示すグラフである。
【００６８】
図９Ａのスペクトルには、Ｍｇ濃度の高低によらず、波長３６２ｎｍ近傍のバンド端発光ピーク、３９０ｎｍ付近のドナー−アクセプターペアのピークが観察される。Ｍｇ濃度が７．５×１０18ｃｍ-3の場合は、波長が約３８０ｎｍ以上の範囲で波長の増加に従って発光強度が単調に低下しているが、Ｍｇ濃度が１．３×１０19ｃｍ-3の場合は、波長が約４２６ｎｍで発光強度の顕著なピークが存在している。これは、波長４２６ｎｍ付近のエネルギーに別の準位が生じていることを意味している。この準位は、ｐ−ＧａＮ層に過剰に存在するＭｇによって生じた不純物準位である。活性層から発した光のうち、波長が４２６ｎｍ付近よりも長い光は、ｐ−ＧａＮ層で吸収されてしまう可能性がある。
【００６９】
図９Ｂからわかるように、Ｍｇ濃度が１×１０19ｃｍ-3を超えると不純物準位のピーク強度が相対的に大きくなっていくが、これは不純物準位の状態密度が増大していることを意味しており、ｐ−ＧａＮ層の中で可視光領域の波長の光を吸収する箇所が多くなることになる。このような光吸収が生じると、素子の外部に取り出せる光量が低下し、実効的な発光効率が低下してしまうことになり、好ましくない。本発明によれば、Ｍｇ濃度を１．０×１０１８ｃｍ−３から９．０×１０１８ｃｍ−３の範囲に設定しているため、上記の光吸収がほとんど生じず、高い発光効率を実現できる。
［００７０］
（実施形態１）
図１０Ａおよび図１０Ｂを参照して、本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第１の実施形態を説明する。
【００７１】
本実施形態の発光素子は、図１０Ａに示すように、ｎ型ＧａＮ系化合物半導体層２、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８、ｎ型ＧａＮ系化合物半導体層２とｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８との間に位置する活性層４、およびｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８と活性層４との間に位置するｐ型オーバーフロー抑制層６を備える。ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８およびｐ型オーバーフロー抑制層６は、ｍ面半導体層であり、これらの層には濃度が１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるＭｇがドープされている。
［００７２］
本実施形態では、ｍ面のｐ型層におけるＭｇ濃度が１．０×１０１８ｃｍ−３から９．０×１０１８ｃｍ−３の範囲にあるため、上述したように、充分に高い正孔濃度を達成し、必要な電流−電圧特性を実現するとともに、Ｍｇ拡散による発光効率の低下を避けることができる。また、Ｍｇ拡散を抑制する目的で活性層にＳｉをドープする必要もなくなる。
［００７３］
ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８は、典型的にはＧａＮから形成され、その厚さは５０ｎｍ以上８００ｎｍ以下の範囲に調整されることが好ましい。一方、ｐ型オーバーフロー抑制層６は、ＡｌＧａＮから形成され、その厚さは１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲に調整されることが好ましい。
【００７４】
なお、ｐ型オーバーフロー抑制層６は、本発明にとって必須の構成要素ではなく、図１０Ｂに示すように、省略されていても良い。図１０Ｂの例では、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８に濃度が１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるＭｇがドープされる。
【００７５】
ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８が厚い場合（例えば、厚さが５００ｎｍ以上の場合）、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８におけるＭｇ濃度をｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の全体にわたって１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲に調整する必要は無い。Ｍｇ濃度を低くする理由は、前述したように、活性層へのＭｇ拡散を抑制するためである。このため、Ｍｇ原子の進入長に比べてｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８が厚い場合、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８のうちで活性層から進入長よりも離れた領域ではＭｇ濃度を低くする必要性は低い。図６に示されるように、Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3の場合においてｐ型層の成長時間が７０分のとき、Ｍｇ原子の進入長は４５ｎｍ程度である。したがって、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８のうちで活性層４からの距離が４５ｎｍ以下の部分におけるＭｇ濃度は、１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、より好ましくは２．０×１０18ｃｍ-3から８．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、更に好ましくは３．０×１０18ｃｍ-3から７．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように制御するべきであるが、活性層４からの距離が４５ｎｍを超えて離れた領域では、９．０×１０18ｃｍ-3よりも高い濃度でＭｇがドープされていても良い。
【００７６】
図１０Ｃに示す構造においては、活性層からの距離が４５ｎｍを超えて離れた領域に、９．０×１０18ｃｍ-3よりも高い濃度でＭｇがドープされている高濃度Ｍｇドープ領域８Ａが設けられている。なお、図１０Ｃにおいて図示を省略しているが、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の表面上にはｐ型電極が設けられる。本実施形態において、高濃度Ｍｇドープ領域８Ａは、コンタクト抵抗低減のため、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の表面側、すなわち、ｐ型電極側に設けられ、ｐ型電極に接触している。なお、図１０Ｃにはｐ型オーバーフロー抑制層６が設けられているが、ｐ型オーバーフロー抑制層６は必ずしも設けられていなくてもよい。
【００７７】
本実施形態において、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８に高濃度Ｍｇドープ領域８Ａ（９．０×１０18ｃｍ-3よりも高い濃度でＭｇがドープされる領域）を設ける場合には、高濃度Ｍｇドープ領域８Ａの厚さは、１０ｎｍ以上に設定され得る。高濃度Ｍｇドープ領域８Ａの厚さが１０ｎｍ未満であれば、ｐ型電極とのコンタクト抵抗が十分に低減されないおそれがあるためである。かつ、高濃度Ｍｇドープ領域８Ａの厚さは１００ｎｍ以下に設定され得る。高濃度Ｍｇドープ領域８Ａの厚さが１００ｎｍより大きければ、高濃度Ｍｇドープ領域８Ａにおいて、活性層から発光した光が吸収されることによる発光効率の低下が問題となり得るためである。
【００７８】
このように本発明の好ましい実施形態において、ｐ型層におけるＭｇ濃度は厚さ方向に均一である必要は無く、連続的または階段状に変化していても良い。この場合、少なくとも活性層から層厚方向に４５ｎｍ以下の範囲において、Ｍｇ濃度を１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3に調整すればよい。
【００７９】
本実施形態の発光素子は、活性層４とｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８との間にアンドープスペーサ層を更に備えてもよい。ただし、電気抵抗低下の観点からは、活性層４とｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８とが接していることが好ましい。
【００８０】
図１０Ａおよび図１０Ｂに示す構成は、後述する製造方法によって容易に作製され得る。
【００８１】
（実施形態２）
次に、図１０Ｄを参照しながら、本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第２の実施形態を説明する。
【００８２】
本実施形態で使用する結晶成長用基板１０１は、ｍ面の窒化ガリウム（ＧａＮ）が成長できるものである。表面がｍ面である窒化ガリウムそのものの自立基板が最も望ましいが、格子定数が近い４Ｈまたは６Ｈ構造の炭化珪素（ＳｉＣ）のｍ面基板であってもよい。また、表面がｍ面であるサファイア基板であってもよい。ただし、基板に窒化ガリウム系化合物半導体とは異なる物質を使用するのであれば、上部に堆積する窒化ガリウム系化合物半導体層との間に適切な中間層もしくは緩衝層を挿入する必要がある。
【００８３】
ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層をはじめとする窒化ガリウム系化合物半導体の堆積は、ＭＯＣＶＤ法で行う。
【００８４】
熱した硫酸過水溶液とバッファードフッ酸溶液（ＢＨＦ）で基板１０１を洗浄し、その後、十分に水洗して乾燥する。基板１０１は、洗浄後、なるべく空気に触れさせないようにして、ＭＯＣＶＤ装置の反応炉に載置する。
【００８５】
その後、水素、窒素をキャリアガスとして流し、Ｖ族原料であるアンモニア（ＮＨ3）を供給しながら基板を８５０℃まで加熱して基板表面にクリーニング処置を施す。
【００８６】
引き続き、水素と窒素をキャリアガスとしながら、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）もしくはトリエチルガリウム（ＴＥＧ）、更にシラン（ＳｉＨ4）を供給し、基板を１１００℃程度に加熱してｎ−ＧａＮ層１０２を堆積する。シランはｎ型ドーパントであるシリコン（Ｓｉ）を供給する原料ガスである。
【００８７】
次にＳｉＨ4の供給を止め、キャリアガスを窒素のみに切り替え、基板の温度を８００℃未満まで降温してＧａＮバリア層１０３を堆積する。
【００８８】
更にトリメチルインジウム（ＴＭＩ）の供給を開始してＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４を堆積する。ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４は、典型的には５ｎｍ以上の厚さを有することが望ましく、ＧａＮバリア層１０３はＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４の厚さに応じた厚さを有することが好ましい。ＧａＮバリア層１０３とＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４を３周期以上で交互に堆積することで、発光部となるＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５を形成する。３周期以上とするのは、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４の数が多い方が、発光再結合に寄与するキャリアを捕獲できる体積が大きくなり、素子の効率が高まるためである。
【００８９】
ｍ面成長においては、キャリアを捕獲する体積を大きくする目的でＩｎＧａＮ井戸層の厚さを増やすことが有効となる。従来のｃ面成長では、量子閉じ込めシュタルク効果が無視できないため、発光部を構成するＩｎＧａＮ井戸層の厚さを増大させることは困難であった。なぜなら量子閉じ込めシュタルク効果をなるべく無効にするためには、ＩｎＧａＮ井戸層の厚さをある程度まで薄く、典型的には５ｎｍ以下に抑える必要があるからである。一方、ｍ面をはじめとする非極性面では、もともと量子閉じ込めシュタルク効果が発生しない。したがって、ＩｎＧａＮ井戸層を薄くする必要はない。また井戸層が厚くなりすぎると、ひずみが大きくなり、結晶欠陥が入る可能性がある。ここでは井戸層の厚さは７ｎｍ以上１８ｎｍ以下と設定することができる。
【００９０】
ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５の形成後、ＴＭＩの供給を停止し、キャリアガスに窒素を加えて、水素の供給を再開する。更に成長温度を８５０℃〜１０００℃に上昇させ、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）と、ｐ型ドーパントであるＭｇの原料としてビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ2Ｍｇ）とを供給し、ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６を堆積する。
【００９１】
次に、ＴＭＡの供給を停止し、ｐ−ＧａＮ層１０７を堆積する。ただし、ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６、ｐ−ＧａＮ層１０７を堆積するときの成長条件としては、両層内に含まれるＭｇ濃度が１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、より好ましくは２．０×１０18ｃｍ-3から８．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、更に好ましくは３．０×１０18ｃｍ-3から７．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、Ｃｐ2Ｍｇ供給量、ＴＭＧ供給量などの諸条件を調整する。また、成長温度を８５０℃〜１０００℃とし、ＴＭＧ供給量を一定にした上で、Ｃｐ2Ｍｇ供給量を制御し、Ｍｇ濃度を上記の範囲におさめることが望ましい。
【００９２】
本実施形態では、ｐ−ＧａＮ層１０７は、ｍ面成長によって形成されたｍ面半導体層である。ｍ面窒化物系半導体積層構造を得るには、典型的には、本実施形態のように、ｍ面ＧａＮ基板を用い、その基板のｍ面上に半導体を成長させればよい。ＧａＮ系基板の表面の面方位が、半導体積層構造の面方位に反映されるからである。しかしながら、ｒ面サファイア基板上にはａ面ＧａＮが成長するという事例もあることから、成長条件によっては必ずしもＧａＮ系基板１０１の主面がｍ面であることが必須とならない。また、最終的なデバイスに基板が残っている必要も無い。本発明の構成においては、少なくともｐ−ＧａＮ層１０７がｍ面半導体層であればよい。
【００９３】
図５からはｍ面成長ｐ型層であってもＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3であれば拡散が起こる様子が明らかである。本発明者らの検討結果（図６および図７Ｂ）によれば、Ｍｇ濃度がおよそ１．０×１０19ｃｍ-3未満で、Ｍｇ原子の拡散の進入長の低減幅が大きくなった。このため、本発明の効果を得るには、９．０×１０18ｃｍ-3以下のＭｇ濃度であることが求められる。Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3未満であっても、図６に示すとおり、Ｍｇ原子の拡散の進入長はＭｇ濃度が低いほど低下するため、本発明の効果をより好ましく得るには、Ｍｇ濃度が８．０×１０18ｃｍ-3以下であることが望ましく、Ｍｇ濃度が７．０×１０18ｃｍ-3以下であることが更に望ましい。Ｍｇ濃度が７．０×１０18ｃｍ-3以下であれば、ｐ型層を長時間堆積しても、拡散はほとんど起こらず、進入長はほぼゼロとなる。このため、ｐ型層の膜厚制御における成長時間にマージンを持たせやすい。
【００９４】
また、図４に示されるように、ｍ面成長であっても、Ｍｇ濃度が低すぎると、ｐ型層の抵抗率は著しく増大してしまう。Ｍｇ濃度が１．０×１０18ｃｍ-3を下回ると、抵抗率は５．０Ωｃｍを上回り、発光素子としてはふさわしくない動作電圧を示すことになる。このため、Ｍｇ濃度は１．０×１０18ｃｍ-3以上であることが望ましく、抵抗率が３．０Ωｃｍを下回るようになる２．０×１０18ｃｍ-3以上であることが更に望ましく、抵抗率が２．０Ωｃｍを下回るようになる３．０×１０18ｃｍ-3以上であることが最も望ましい。
【００９５】
ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６は、ｎ−ＧａＮ層１０２側から注入されるｎ型キャリア（電子）が、ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５で発光再結合に寄与せずに、ｐ型層側へ通過してしまうのを防ぐ目的で挿入する層である。また、ｐ−ＧａＮ層１０７は、厚さが５０〜８００ｎｍの範囲にあるように条件を制御して堆積することが望ましい。
【００９６】
反応炉から取り出した基板には、アニーリング処理を行い、ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６およびｐ−ＧａＮ層１０７内に取り込まれた水素原子を脱離させる。
【００９７】
次に、フォトリソグラフィー工程およびエッチング工程により、ｐ−ＧａＮ層１０７、ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６、ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５の所定の領域だけを除去し、ｎ−ＧａＮ層１０２の一部を露出させる。ｎ−ＧａＮ層１０２の露出領域には、Ｔｉ／Ａｌ等で構成されるｎ型電極１０８を形成する。また、ｐ−ＧａＮ層１０７上の所定の領域には、Ｐｄ／Ｐｔ等で構成されるｐ型電極１０９を形成する。
【００９８】
以上の工程によって、図１０Ｄに示す本実施形態の発光素子が製造される。本実施形態の発光素子によれば、ｎ型電極１０８とｐ型電極１０９との間に電圧を印加すると、ｎ型、ｐ型それぞれのキャリアがＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５に注入され、再結合による発光が生じる。
【００９９】
（実施例と比較例）
上記実施形態１の発光素子を、種々の条件で作製した試料を分析した結果を表１に示す。
【０１００】
【表１】
【０１０１】
ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５は、ＩｎＧａＮ井戸層１０４とＧａＮバリア層１０３の厚さをそれぞれ３ｎｍ、７ｎｍとし、周期を３周期とした。一部の試料については、ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５とｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６の間に、厚さ８０ｎｍのｕｎ−ＧａＮスペーサ層を挿入している。また、比較のため、ｃ面成長での試料も作製した。
【０１０２】
試料を評価するため、波長３２５ｎｍ励起のＨｅ−Ｃｄレーザを励起光源とするＰＬ強度測定を室温で行い、また簡易的に形成した電極に２０ｍＡの電流を注入したときの電圧の測定を実施した。Ｍｇ原子の進入長は、ＳＩＭＳ分析結果から得た値である。
【０１０３】
（試料１：比較例１）
ｍ面成長で形成したｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3の場合において、ｐ−ＧａＮ層の成長時間が７０分間のとき、Ｍｇ原子の進入長は約６０ｎｍであった。ｕｎ−ＧａＮスペーサ層を挿入していないため、Ｍｇ原子の一部がＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５のほぼ全域に分布した。このため、素子の発光効率が顕著に低下した。表１では、このときのＰＬ発光強度を基準値１．０とした。
【０１０４】
（試料２：実施例１）
ｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3の場合では、ｐ−ＧａＮ層１０７の成長時間が７０分間であっても、Ｍｇ原子の進入長は約１０ｎｍであった。したがって、ｕｎ−ＧａＮスペーサ層がなくとも、Ｍｇ原子がＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５まで到達することはなかった。試料２のＰＬ発光強度は、試料１の８〜１０倍程度に増大した。また、ｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3であるため、抵抗率の増加による動作電圧の上昇も比較的小さかった。表１に示される試料の中で、試料１の動作電圧が最も低かったが、試料２の動作電圧と試料１の動作電圧との差異は０．１Ｖ未満であった。
【０１０５】
（試料３：比較例２）
試料３は、試料２におけるｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度と同じ濃度のｐ−ＧａＮ層をｃ面成長で作製したものである。試料３では、試料２のｍ面成長と同様にＭｇ原子の拡散はほとんど起こらなかったが、動作電圧が極めて増大した。これは、図４に示したとおり、ｃ面成長ではｐ−ＧａＮ層１０７の抵抗率が非常に大きくなったためであると考えられる。
【０１０６】
（試料４：実施例２）
ｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度が２．５×１０18ｃｍ-3の場合は、ｐ−ＧａＮ層１０７の成長時間が７０分間でも、Ｍｇ原子の進入長は５ｎｍ未満であった。したがって、ｕｎ−ＧａＮスペーサ層がなくとも、Ｍｇ原子はＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５まで到達することはなかった。ＰＬ発光強度は、試料２と同様、試料１の８〜１０倍程度に増大した。動作電圧は若干増加した。これは、ｐ−ＧａＮ層１０７の抵抗率が大きくなったためと考えられる。試料４の動作電圧は、発光素子として十分に使用できる大きさに留まっている。
【０１０７】
（試料５：比較例３）
試料５は、試料１にｕｎ−ＧａＮスペーサ層を挿入した構成を有している。この場合、Ｍｇ原子がＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５まで到達することはない。したがって、素子の発光効率が低下することはなく、ＰＬ発光強度も、試料１の５〜７倍程度に増大した。しかし、ｕｎ−ＧａＮスペーサ層が存在することにより、動作電圧は４．８１Ｖであった。
【０１０８】
（試料６：比較例４）
試料６は、試料１と同様の構成を有しているが、ｐ−ＧａＮ層１０７の成長時間が試料１の場合の半分である。試料６でも、Ｍｇ原子の進入長は約３０ｎｍに低減された。したがって、非発光中心となるＭｇ原子の量も低減し、発光効率の低下は抑制された。しかし、試料６のＰＬ発光強度は試料１のＰＬ発光強度の２〜３倍程度にしか増大せず、Ｍｇ濃度を６．５×１０18ｃｍ-3まで低減した試料２に比べると不十分な効果しか得られなかった。
【０１０９】
試料１〜５を比較すると、Ｍｇ濃度を６．５×１０18ｃｍ-3とすることでＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５へのＭｇ原子の拡散が抑止され、素子の発光効率の低下を防ぐことができることがわかる。本発明の実施例によれば、ｕｎ−ＧａＮスペーサ層の挿入を不要とすることができ、動作電圧の大幅な上昇を回避できる。
【０１１０】
また、本発明の実施例では、Ｍｇ拡散を抑制する目的でＳｉをドープした層を設ける必要がないため、ｐ−ＧａＮ層１０７からＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５への正孔の注入効率の低下も起こらない。
【０１１１】
なお、ｃ面成長ｐ−ＧａＮ層では、Ｍｇ濃度の低下は電気特性を著しく悪化させるが、ｍ面成長では、Ｍｇ濃度の適切な低下は電気特性の悪化を招かない。ｍ面成長において、ｃ面成長よりもＭｇ活性化率が向上する現象は予想外であり、その詳細な原因は不明である。
【０１１２】
実際のｍ面半導体層の表面（主面）は、ｍ面に対して完全に平行な面である必要は無く、ｍ面から僅かな角度（０度より大きく±１°未満）で傾斜していても良い。表面がｍ面に対して完全に平行な表面を有する基板や半導体層を形成することは、製造技術の観点から困難である。このため、現在の製造技術によってｍ面基板やｍ面半導体層を形成した場合、現実の表面は理想的なｍ面から傾斜してしまう。傾斜の角度および方位は、製造工程によってばらつくため、表面の傾斜角度および傾斜方位を正確に制御することは難しい。
【０１１３】
なお、基板や半導体の表面（主面）をｍ面から１°以上の角度で傾斜させることを意図的に行う場合がある。以下に説明する実施形態では、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の表面（主面）をｍ面から１°以上の角度で意図的に傾斜させている。
【０１１４】
（他の実施形態）
本実施形態に係る窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜させた面を主面とするｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を備えている。この点を除けば、本実施形態の構成は、図１０Ｄに示される実施形態２の構成と同一である。
【０１１５】
本実施形態に係る窒化ガリウム系化合物半導体発光素子では、図１０Ｄに示す基板１０１の主面がｍ面から１°以上の角度で傾斜している。このような基板１０１は、一般に「オフ基板」と称される。オフ基板は、単結晶インゴットから基板をスライスし、基板の表面を研磨する工程で、意図的にｍ面から特定方位に傾斜した面を主面とするように作製され得る。このように傾斜した基板の主面上に、各種半導体層が積層されると、これらの半導体層の表面（主面）もｍ面から傾斜する。
【０１１６】
次に、図１１を参照しながら、本実施形態におけるｐ型ＧａＮ系化合物半導体層の傾斜について詳細を説明する。
【０１１７】
図１１（ａ）は、ＧａＮ系化合物半導体の結晶構造（ウルツ鉱型結晶構造）を模式的に示す図であり、図２の結晶構造の向きを９０°回転させた構造を示している。ＧａＮ結晶のｃ面には、＋ｃ面および−ｃ面が存在する。＋ｃ面はＧａ原子が表面に現れた（０００１）面であり、「Ｇａ面」と称される。一方、−ｃ面はＮ（窒素）原子が表面に現れた（０００−１）面であり、「Ｎ面」と称される。＋ｃ面と−ｃ面とは平行な関係にあり、いずれも、ｍ面に対して垂直である。ｃ面は、極性を有するため、このように、ｃ面を＋ｃ面と−ｃ面に分けることができるが、非極性面であるａ面を、＋ａ面と−ａ面に区別する意義はない。
【０１１８】
図１１（ａ）に示す＋ｃ軸方向は、−ｃ面から＋ｃ面に垂直に延びる方向である。一方、ａ軸方向は、図２の単位ベクトルａ2に対応し、ｍ面に平行な［−１２−１０］方向を向いている。図１１（ｂ）は、ｍ面の法線、＋ｃ軸方向、およびａ軸方向の相互関係を示す斜視図である。ｍ面の法線は、［１０−１０］方向に平行であり、図１１（ｂ）に示されるように、＋ｃ軸方向およびａ軸方向の両方に垂直である。
【０１１９】
ＧａＮ系化合物半導体層の主面がｍ面から１°以上の角度で傾斜するということは、この半導体層の主面の法線がｍ面の法線から１°以上の角度で傾斜することを意味する。
【０１２０】
次に、図１２を参照する。図１２（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ＧａＮ系化合物半導体層の主面およびｍ面の関係を示す断面図である。この図は、ｍ面およびｃ面の両方に垂直な断面図である。図１２には、＋ｃ軸方向を示す矢印が示されている。図１１に示したように、ｍ面は＋ｃ軸方向に対して平行である。従って、ｍ面の法線ベクトルは、＋ｃ軸方向に対して垂直である。
【０１２１】
図１２（ａ）および（ｂ）に示す例では、ＧａＮ系化合物半導体層における主面の法線ベクトルが、ｍ面の法線ベクトルからｃ軸方向に傾斜している。より詳細に述べれば、図１２（ａ）の例では、主面の法線ベクトルは＋ｃ面の側に傾斜しているが、図１２（ｂ）の例では、主面の法線ベクトルは−ｃ面の側に傾斜している。本明細書では、前者の場合におけるｍ面の法線べクトルに対する主面の法線ベクトルの傾斜角度（傾斜角度θ）を正の値にとり、後者の場合における傾斜角度θを負の値にとることにする。いずれの場合でも、「主面はｃ軸方向に傾斜している」といえる。
【０１２２】
本実施形態では、傾斜角度が１°以上５°以下の範囲にある場合、および、傾斜角度が−５°以上−１°以下の範囲にあるので、傾斜角度が０°より大きく±１°未満の場合と同様に本発明の効果を奏することができる。以下、図１３を参照しながら、この理由を説明する。図１３（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、図１２（ａ）および（ｂ）に対応する断面図であり、ｍ面からｃ軸方向に傾斜したｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８における主面の近傍領域を示している。傾斜角度θが５°以下の場合には、図１３（ａ）および（ｂ）に示すように、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の主面に複数のステップが形成される。各ステップは、単原子層分の高さ（２．７Å）を有し、ほぼ等間隔（３０Å以上）で平行に並んでいる。このようなステップの配列により、全体としてｍ面から傾斜した主面が形成されるが、微視的には多数のｍ面領域が露出していると考えられる。主面がｍ面から傾斜したＧａＮ系化合物半導体層の表面がこのような構造となるのは、ｍ面がもともと結晶面として非常に安定だからである。
【０１２３】
同様の現象は、主面の法線ベクトルの傾斜方向が＋ｃ面および−ｃ面以外の面方位を向いていても生じると考えられる。主面の法線ベクトルが例えばａ軸方向に傾斜していても、傾斜角度が１°以上５°以下の範囲にあれば同様であると考えられる。
【０１２４】
したがって、ｍ面から任意の方位に１°以上５°以下の角度で傾斜した面を主面とするｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層であっても、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲でＭｇがドープされていれば、発光素子として十分に小さい動作電圧を達成することができる。これにより、活性層へのＭｇの拡散そのものの発生を抑止することができる。活性層での非発光中心の増加を抑え、同時にｐ型層で起こる光の吸収も低減させることができるため、素子の発光効率を劣化させることがない。
【０１２５】
なお、傾斜角度θの絶対値が５°より大きくなると、ピエゾ電界によって内部量子効率が低下する。このため、ピエゾ電界が顕著に発生するのであれば、ｍ面成長により半導体発光素子を実現することの意義が小さくなる。したがって、本発明では、傾斜角度θの絶対値を５°以下に制限する。しかし、傾斜角度θを例えば５°に設定した場合でも、製造ばらつきにより、現実の傾斜角度θは５°から±１°程度ずれる可能性がある。このような製造ばらつきを完全に排除することは困難であり、また、この程度の微小な角度ずれは、本発明の効果を妨げるものでもない。
【産業上の利用可能性】
【０１２６】
本発明の半導体発光素子は、ｐ型の窒化ガリウム系化合物半導体において、Ｍｇ原子が活性層へ拡散することを抑制しつつ、良好な低消費電力を実現できる。
【符号の説明】
【０１２７】
１０１ 結晶成長用基板
１０２ ｎ−ＧａＮ層
１０３ ＧａＮバリア層
１０４ ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層
１０５ ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層
１０６ ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層
１０７ ｐ−ＧａＮ層
１０８ ｎ型電極
１０９ ｐ型電極
【０００１】
本発明は、Ｍｇがドープされたｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子に関している。
【背景技術】
【０００２】
Ｖ族元素として窒素（Ｎ）を有する窒化物半導体は、そのバンドギャップの大きさから、短波長発光素子の材料として有望視されている。そのなかでも、窒化ガリウム系化合物半導体（ＧａＮ系半導体：ＡｌxＧａyＩｎzＮ、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）の研究は盛んに行われ、青色発光ダイオード（ＬＥＤ）、緑色ＬＥＤ、ならびに、ＧａＮ系半導体を材料とする半導体レーザも実用化されている。
【０００３】
ＧａＮ系半導体は、ウルツ鉱型結晶構造を有している。図１は、ＧａＮの単位格子を模式的に示している。ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）半導体の結晶では、図１に示すＧａの一部がＡｌおよび／またはＩｎに置換され得る。
【０００４】
図２は、ウルツ鉱型結晶構造の面を４指数表記（六方晶指数）で表すために一般的に用いられている４つの基本ベクトルａ1、ａ2、ａ3、ｃを示している。基本ベクトルｃは、［０００１］方向に延びており、この方向は「ｃ軸」と呼ばれる。ｃ軸に垂直な面（ｐｌａｎｅ）は「ｃ面」または「（０００１）面」と呼ばれている。なお、「ｃ軸」および「ｃ面」は、それぞれ、「Ｃ軸」および「Ｃ面」と表記される場合もある。添付図面では、見易さのため大文字の表記を使用している。
【０００５】
ＧａＮ系半導体を用いて半導体素子を作製する場合、ＧａＮ系半導体結晶を成長させる基板として、ｃ面基板すなわち（０００１）面を表面に有する基板が使用される。しかしながら、ｃ面においてはＧａの原子層と窒素の原子層の位置がｃ軸方向に僅かにずれているため、分極（Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ）が形成される。このため、「ｃ面」は「極性面」とも呼ばれている。分極の結果、活性層におけるＩｎＧａＮの量子井戸にはｃ軸方向に沿ってピエゾ電界が発生する。このようなピエゾ電界が活性層に発生すると、キャリアの量子閉じ込めシュタルク効果により活性層内における電子およびホールの分布に位置ずれが生じるため、内部量子効率が低下する。このため、半導体レーザであれば、しきい値電流の増大が引き起こされる。ＬＥＤであれば、消費電力の増大や発光効率の低下が引き起こされる。また、注入キャリア密度の上昇と共にピエゾ電界のスクリーニングが起こり、発光波長の変化も生じる。
【０００６】
そこで、これらの課題を解決するため、非極性面、例えば［１０−１０］方向に垂直な、ｍ面と呼ばれる（１０−１０）面を表面に有する基板を使用することが検討されている。ここで、ミラー指数を表すカッコ内の数字の左に付された「−」は、「バー」を意味する。ｍ面は、図２に示されるように、ｃ軸（基本ベクトルｃ）に平行な面であり、ｃ面と直交している。ｍ面においてはＧａ原子と窒素原子は同一原子面上に存在するため、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。その結果、ｍ面に垂直な方向に半導体積層構造を形成すれば、活性層にピエゾ電界も発生しないため、上記課題を解決することができる。
【０００７】
ｍ面は、（１０−１０）面、（−１０１０）面、（１−１００）面、（−１１００）面、（０１−１０）面、（０−１１０）面の総称である。なお、本明細書において、「Ｘ面成長」とは、六方晶ウルツ鉱構造のＸ面（Ｘ＝ｃ、ｍ）に垂直な方向にエピタキシャル成長が生じることを意味するものとする。Ｘ面成長において、Ｘ面を「成長面」と称する場合がある。また、Ｘ面成長によって形成された半導体の層を「Ｘ面半導体層」と称する場合がある。
【０００８】
一般の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、基板上に、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、活性層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を、この順序に成長させることによって作製される。これらの窒化ガリウム系化合物半導層は、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ：Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）のような気相成長法によって形成される。
【０００９】
従来、ｐ型の窒化ガリウム系半導体層（以下、簡単に「ｐ型層」と称する場合がある。）の成長は、ｐ型ドーパントであるマグネシウム（Ｍｇ）を１×１０19ｃｍ-3以上の濃度で含有するように条件を制御して行われてきた。ｐ型層内にドープされたＭｇ原子は、水素原子と結合しやすく、水素原子と結合したＭｇ原子はｐ型ドーパントとしては不活性である。このため、Ｍｇ原子から水素を脱離させるための活性化熱処理（アニーリング処理）が行われることがある。しかし、このような活性化熱処理を行っても、ｐ型層内に含まれるＭｇ原子全体のうちの数％程度しか活性化されない。したがって、良好な電気特性を示すために必要な１×１０17ｃｍ-3程度の正孔（ホール）濃度を得るには、その１００倍以上となる１×１０19ｃｍ-3以上の濃度でＭｇ原子をドープする必要がある。良好な電気特性のためには、２〜５×１０19ｃｍ-3程度のＭｇ原子の濃度（以下、「Ｍｇ濃度」と称する）を達成することが望ましい。
【００１０】
窒化ガリウム系化合物半導体素子におけるｐ型ドーピングに関する従来技術は、例えば特許文献１から特許文献３に開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】
国際公開第２００３−０７７３９１号パンフレット
【特許文献２】
特開２００７−２８１３８７号公報
【特許文献３】
特開２００８−２５１６４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
Ｍｇ原子は窒化ガリウム系化合物半導体の結晶内を拡散しやすいため、ｐ型層を成長させている最中に活性層にまでＭｇ原子が移動することが知られている。活性層にまで拡散したＭｇ原子は、活性層で非発光中心となるため、素子の発光効率を著しく低下させる。１×１０19ｃｍ-3以上の高濃度のＭｇ原子を含有するｐ型層からは、活性層側への拡散が顕著に生じてしまう。
【００１３】
原理上、拡散の抑制には３つの方法が有効である。
【００１４】
１つ目は拡散源であるｐ型層のＭｇ濃度を低減させることである。しかし、前述したように、発光素子として十分な電気特性を発揮するには、１×１０19ｃｍ-3以上のＭｇ濃度が必要である。
【００１５】
２つ目はｐ型層の成長時間を短縮し、Ｍｇ原子に活性層まで拡散する時間を与えないことである。ｐ型層の成長時間は、目標とするｐ型層の厚さを成長速度（成長レート）で除算することで求められる。成長時間を短縮するため、成長レートを過度に高めると、多くの場合、ｐ型層の結晶性が悪化するため、望ましい電気特性および発光特性を示す素子が得られない。成長時間を短縮するため、ｐ型層を薄くすると、ｐ型層としての役割が果たせず、素子が電気的に短絡してしまう。したがって、Ｍｇ拡散を抑止するために成長時間を短縮することは現実的ではない。
【００１６】
３つ目は拡散源であるｐ型層の成長温度を低く設定し、Ｍｇ原子が拡散の活性化ポテンシャルを容易には超えられないようにする方法である。しかし、成長温度の低下は、ｐ型層の結晶性を著しく悪化させるために有効ではない。
【００１７】
このように、発光素子として十分な電気特性を満足しつつ、Ｍｇ原子の拡散を充分に抑止する技術は開発されていない。
【００１８】
なお、ｐ型層の成長温度の過度な低下を行わない場合でも、Ｍｇ濃度が高すぎると、素子の発光効率を低下させることになる。窒化ガリウム系化合物半導体にとって、Ｍｇは不純物であり、高濃度でＭｇ原子を含むｐ型層には不純物準位が多く形成されるからである。ｐ型層の不純物準位が多いと、活性層で発した光のうちｐ型層を透過できずに吸収されてしまう光の割合が増加する。発光素子として十分に低い抵抗を示すように、ｐ型層のＭｇ濃度を１×１０19ｃｍ-3以上に設定すると、ｐ型層で光の吸収が生じやすくなるという問題がある。
【００１９】
特許文献１は、Ｍｇ原子の拡散を抑制するため、活性層とｐ型層との間にアンドープ拡散抑制層を挿入することを教示している。この拡散抑制層は、Ｍｇ原子の拡散を完全に遮断するものではなく、また、アンドープ層であるため、素子の電気抵抗を高くしてしまう。特許文献１には、シリコン（Ｓｉ）をドープしたｎ型拡散抑制層を備える実施例も開示されている。しかし、拡散抑制層がｎ型であれば、ｐ型層から活性層への正孔の注入効率が低下するという弊害がある。
【００２０】
特許文献２は、Ｍｇよりも活性化率の高いベリリウム（Ｂｅ）をｐ型ドーパントとして使用することにより、発光素子に必要な正孔濃度を、Ｍｇを用いた場合よりも低いドーパント濃度で達成することを開示している。Ｂｅ原子をドープする場合は、必要なドーパント濃度が低くて済むため、活性層に拡散するＢｅ原子の量も低減でき、素子の発光効率が高くなる。しかし、Ｂｅは人体に有害な物質であり、その使用は好ましくない。また、ドーパント濃度が小さくて済むとはいえ、ｐ型層の抵抗を充分に低下させるには、１×１０19ｃｍ-3以上のドーパント濃度が必要である。このため、Ｂｅ原子をドープする場合でも、ｐ型層の結晶性は依然として良くないために、活性層で発した光のｐ型層による吸収を抑えられない。
【００２１】
特許文献３は、組成の異なる２つの窒化ガリウム系化合物半導体層を交互に堆積することによりｐ型層を形成することを開示している。このｐ型層では、組成の異なる２つの窒化ガリウム系化合物半導体層の一方にだけ、Ｍｇがドープされ、活性層から遠ざかるにつれてＭｇ濃度が上昇する。このような構成を採用すると、Ｍｇ原子の拡散を抑制できたとしても、ｐ型層内で活性層に近い領域でＭｇ濃度が低くなるため、活性層への正孔注入効率が顕著に低下してしまう。
【００２２】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その主たる目的は、活性化率を高めたＭｇを含有するｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を備えた窒化ガリウム系化合物半導体発光素子およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
本発明の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記活性層との間に位置するｐ型オーバーフロー抑制層、および、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はｍ面半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００２４】
好ましい実施形態において、前記ｐ型オーバーフロー抑制層には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18以下ｃｍ-3の範囲にあるＭｇがドープされている。
【００２５】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層のうちで、前記活性層からの距離が４５ｎｍ以下の部分におけるＭｇ濃度は、１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にある。
【００２６】
好ましい実施形態において、前記活性層と前記ｐ型オーバーフロー層との間に位置するアンドープスペーサ層を更に備えている。
【００２７】
好ましい実施形態において、前記活性層と前記ｐ型オーバーフロー層とが接している。
【００２８】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はＧａＮ層である。
【００２９】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の前記ｐ型電極側には、濃度が９．０×１０18ｃｍ-3よりも高いＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００３０】
本発明による他の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、および前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、および、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はｍ面半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００３１】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層のうちで、前記活性層からの距離が４５ｎｍ以下の部分におけるＭｇ濃度は、２．０×１０18ｃｍ-3以上８．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にある。
【００３２】
好ましい実施形態において、前記活性層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置するアンドープスペーサ層を更に備えている。
【００３３】
好ましい実施形態において、前記活性層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層とが接している。
【００３４】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はＧａＮ層である。
【００３５】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の前記ｐ型電極側には、濃度が９．０×１０18ｃｍ-3よりも高いＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００３６】
好ましい実施形態において、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層を形成する工程（Ａ）と、前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層上に活性層を形成する工程（Ｂ）と、前記活性層上にｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を形成する工程（Ｃ）と、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接するｐ型電極を形成する工程（Ｄ）とを含む窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法であって、工程（Ｃ）は、ｍ面成長によって前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を成長させ、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側に、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇをドープする工程を含む。
【００３７】
本発明による更に他の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記活性層との間に位置するｐ型オーバーフロー抑制層、および、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜している半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層における主面の法線とｍ面の法線とが形成する角度が１°以上５°以下であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇがドープされている領域が設けられている。
【００３８】
好ましい実施形態において、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｃ軸方向またはａ軸方向に傾斜している半導体層である。
【００３９】
本発明による更に他の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、および前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、および、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜している半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層における主面の法線とｍ面の法線とが形成する角度が１°以上５°以下であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の活性層側には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にあるＭｇがドープされている領域が設けられている。
【発明の効果】
【００４０】
本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子では、ｐ型層から活性層へのＭｇ拡散が抑制されるため、活性層における非発光中心の発生が抑えられる。また、活性層の直上にｐ型層を接触させて堆積でき、高抵抗化の要因であったアンドープの拡散抑制層を活性層とｐ型層との間に挿入しなくてもよい。このため、動作電圧を高めることなく、高い発光効率を実現することができる。更に、Ｍｇの高濃度ドーピングを避けることができるため、ｐ型層の結晶性を良好に維持することができる。このため、活性層で発した光がｐ型層で吸収される割合を大幅に低減することができる。
【００４１】
また、活性層がｍ面成長で形成されるため、従来のｃ面成長で問題となっていた量子閉じ込めシュタルク効果も発生しない。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】ＧａＮの単位格子を模式的に示す斜視図である。
【図２】ウルツ鉱型結晶構造の基本ベクトルａ1、ａ2、ａ3、ｃを示す斜視図である。
【図３Ａ】ｐ−ＧａＮ層におけるＭｇ濃度と正孔の移動度との関係を示すグラフである。
【図３Ｂ】ｐ−ＧａＮ層におけるＭｇ濃度と正孔濃度との関係を示すグラフである。
【図４】ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度と抵抗率との関係を示すグラフである。
【図５】（ａ）および（ｂ）は、ＬＥＤ試料のＳＩＭＳ分析結果を示すグラフである。
【図６】ｐ−ＧａＮ層の成長時間とＭｇ原子の拡散の進入長との関係を示すグラフである。
【図７Ａ】ｐ−ＧａＮ層の成長温度と抵抗率の関係を示すグラフである。
【図７Ｂ】ｐ−ＧａＮ層の成長温度が１０００℃、８５０℃のときにおけるＭｇ濃度と拡散の進入長との関係を示すグラフである。
【図８】ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が異なるＬＥＤ試料の電流−電圧特性を示すグラフである。
【図９Ａ】ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が異なる場合の２種類の発光スペクトルを示すグラフである。
【図９Ｂ】発光強度比のｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度依存性を示すグラフである。
【図１０Ａ】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第１の実施形態を示す断面図である。
【図１０Ｂ】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第１の実施形態の改変例を示す断面図である。
【図１０Ｃ】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第１の実施形態の改変例を示す断面図である。
【図１０Ｄ】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第２の実施形態を示す断面図である。
【図１１】（ａ）は、ＧａＮ系化合物半導体の結晶構造（ウルツ鉱型結晶構造）を模式的に示す図であり、（ｂ）は、ｍ面の法線と、＋ｃ軸方向およびａ軸方向との関係を示す斜視図である。
【図１２】（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ＧａＮ系化合物半導体層の主面とｍ面との配置関係を示す断面図である。
【図１３】（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の主面とその近傍領域を模試的に示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００４３】
本発明者は、適切なＭｇ濃度を有するｐ型窒化ガリウム系化合物半導体を、六方晶ウルツ鉱構造のｍ面が成長面となるように作製すれば、十分に小さい抵抗率を維持したまま、Ｍｇ原子の拡散そのものの発生を防ぐことができることを見出し、本発明を完成した。
【００４４】
従来、窒化ガリウム系化合物半導体を利用した発光素子は、（０００１）面、いわゆるｃ面を成長面として作製されてきた。前述の特許文献に開示された先行技術も、ｃ面成長によって作製された窒化ガリウム系発光素子に関している。
【００４５】
本発明者らは、ｍ面成長によって作製したｐ型窒化ガリウム系化合物半導体では、ｃ面成長によって作製したｐ型窒化ガリウム系化合物半導体に比べ、ｐ型ドーパントであるＭｇの活性化率が数倍大きくなることを見出した。以下、この点を説明する。
【００４６】
図３Ａは、ｐ型ＧａＮ層のＭｇ濃度と正孔の移動度との関係を示すグラフであり、図３Ｂは、ｐ型ＧａＮ層のＭｇ濃度と正孔濃度との関係を示すグラフである。図４は、ｐ型ＧａＮ層のＭｇ濃度と抵抗率との関係を示すグラフである。これらのグラフにおいて、横軸は、ｐ型ＧａＮ層のＭｇ濃度である。横軸は、いずれも対数スケールで示されており、例えば「１．Ｅ＋１９」は「１×１０19」を意味する。濃度に関する、この表記は、他の図のグラフでも同様である。
【００４７】
図３Ａ、図３Ｂおよび図４の各グラフ中における○は、ｍ面成長で作製したｐ型ＧａＮ層に関する結果を示し、△は、比較のためｃ面成長で同様に作製したｐ型ＧａＮ層に関する結果を示している。図３Ａ、図３Ｂおよび図４のグラフは、以下に説明する方法で作製した複数の試料に対し、ホール効果測定を行うことによって得られた結果に基づいている。試料は、何れも、下地となるｍ面またはｃ面ＧａＮ基板上にアンドープのＧａＮ層１μｍと、Ｍｇをドープしたｐ型層０．７５μｍとを、この順に堆積した後、窒素雰囲気中でアニーリング（８３０℃、２０分）を行うことによって作製した。ｍ面成長の試料は５種類であり、Ｍｇ濃度は、それぞれ、２．６×１０18ｃｍ-3、４．３×１０18ｃｍ-3、７．４×１０18ｃｍ-3、１．３×１０19ｃｍ-3、２．５×１０19ｃｍ-3である。ｃ面成長の試料は３種類であり、Ｍｇ濃度は、それぞれ、１．３×１０19ｃｍ-3、２．６×１０19ｃｍ-3、５．０×１０19ｃｍ-3である。Ｍｇ濃度はＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）で測定した。
【００４８】
図３Ａに示されるように、正孔の移動度は、ｍ面成長であってもｃ面成長であっても、Ｍｇ濃度が増加するに伴って同じような傾向を示して減少する。しかし、図３Ｂに示されるように、正孔濃度は共におよそ１．０×１０18ｃｍ-3で飽和するものの、飽和するまでの傾向には違いがある。正孔濃度が飽和する前の段階において、Ｍｇ原子が同じ１．３×１０19ｃｍ-3の濃度で含有される場合を比較すると、アニーリング処理の条件が同じであっても、ｍ面成長ｐ型層の方でｃ面成長ｐ型層よりも大きい正孔濃度が得られている。したがって、ｍ面成長ｐ型層の方がｃ面成長ｐ型層よりも活性化率が高いといえる。
【００４９】
Ｍｇ濃度が１．３×１０19ｃｍ-3のとき、活性化率はｍ面成長ｐ型層の方が３〜４倍ほど大きい。このため、図４に示されるように、ｍ面成長ｐ型層で抵抗率が最小となるＭｇ濃度は、ｃ面成長ｐ型層で抵抗率が最小となるＭｇ濃度よりも小さくなる。また、ｍ面成長ｐ型層では比較的に低いＭｇ濃度であっても、抵抗率は十分に小さいといえる範囲にとどまっている。ｍ面成長ｐ型層の方がＭｇの活性化率が高い原因については、水素原子が抜けやすいなどの要因が考えられるが、詳しくは明らかでない。
【００５０】
図４からわかるように、ｃ面成長ｐ型層では抵抗率が極小となるＭｇ濃度範囲が狭く、１．０×１０19ｃｍ-3を下回るとすぐに抵抗率は２．５Ωｃｍを上回ってしまう。ｃ面成長ｐ型層における、このような傾向は、特許文献２の図８に示される結果とよく一致している。しかし、ｍ面成長ｐ型層であれば、Ｍｇ濃度が２．０×１０18ｃｍ-3まで低くなっても、抵抗率は２．５Ωｃｍ程度にとどまっている。このため、ｍ面成長ｐ型層であれば、拡散が起こらないような低いＭｇ濃度でありながら、十分に小さい抵抗率を達成することができる。
【００５１】
図５（ａ）、（ｂ）は、いずれも、ｍ面成長で作製したＬＥＤ構造のＳＩＭＳ測定結果を示すグラフである。図５（ａ）、（ｂ）において、太線がＭｇ、極細線がＧａ、実線がＡｌ、点線がＩｎの深さ方向濃度プロファイルを示している。Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎは図の右の縦軸にある検出強度：Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｃｏｕｎｔｓ／ｓｅｃ）で表され、Ｍｇは図の左の縦軸にある密度：Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ（ａｔｏｍｓ／ｃｍ3）で表される。ＳＩＭＳ測定に用いた試料は、下地基板上にｎ−ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ井戸層とＧａＮバリア層で構成される多重量子井戸活性層、ｐ−ＧａＮ層をこの順に堆積したものである。各グラフの横軸は、試料表面からの深さである。Ａｌ原子の検出強度が１．０×１０5ｃｏｕｎｔｓ／ｓｅｃ以上の領域は、後述するｐ−ＡｌＧａＮ層に相当しており、ｐ−ＡｌＧａＮ層は活性層のＩｎＧａＮ井戸層と接触している。図５（ａ）、（ｂ）において、Ａｌ濃度プロファイルを示す曲線とＩｎ濃度プロファイルを示す曲線が交差する深さ位置が、ｐ型層の形成開始位置（下面）に相当する。
【００５２】
図５（ａ）の試料は、ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3となるように条件を制御して作製したＬＥＤ試料である。一方、図５（ｂ）の試料は、ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3となるように条件を制御して作製したＬＥＤ試料である。ｐ−ＧａＮ層の成長条件は、共に温度が１０００℃、成長時間は７０分である。
【００５３】
Ｍｇのドーピング開始位置（深さ位置）を示すためのマーカーとして、ｐ−ＧａＮ層のはじめに厚さ２０ｎｍのｐ−ＡｌＧａＮ層を堆積している。Ｍｇの原料であるビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ2Ｍｇ）は、ＡｌＧａＮ層の堆積開始と同時に供給を開始した。このため、ＳＩＭＳ分析結果においては、Ａｌピーク位置をＭｇドーピング開始位置と対応付けることができる。このＡｌピーク位置よりも深い領域（活性層）に存在するＭｇは、ｐ型層（ｐ−ＧａＮ層またはｐ−ＡｌＧａＮ層）から拡散によって移動したものと判断することができる。なお、Ｍｇ原子の拡散に関して、ｐ−ＡｌＧａＮ層をｐ−ＧａＮ層から区別する意義は無いため、ここでは、ｐ−ＡｌＧａＮ層を含めて「ｐ−ＧａＮ層」と称する場合がある。
【００５４】
図５（ａ）のＭｇプロファイルからは、ｍ面成長であってもＡｌピーク位置から活性層の側へ、Ｍｇ原子の拡散が発生していることがわかる。具体的には、活性層のほとんど全域に１．０×１０19ｃｍ-3という高濃度でＭｇ原子が分布している。活性層側においてＭｇ原子がｐ−ＧａＮ層（厳密にはｐ−ＡｌＧａＮ層）から最も遠くに到達した位置（到達点）とｐ−ＡｌＧａＮ層との距離を「進入長」と呼ぶことにする。Ｍｇ原子の到達点は、Ｍｇ濃度がｐ−ＧａＮ層の平均的なＭｇ濃度の半分まで低減したところの深さと定義する。図５（ａ）の試料におけるＭｇ原子の「進入長」は、約６０ｎｍである。
【００５５】
ｍ面成長でｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3となるように条件を制御した以外は、全く同じ条件で作製したＬＥＤ試料では、図５（ｂ）に示されるように、ＭｇプロファイルはＡｌプロファイルに沿うように急降下し、活性層側へ拡散するＭｇ原子の量はほとんど存在しない。図５（ｂ）のＭｇプロファイルから進入長を測定してみると、およそ１０ｎｍ未満となる。図５（ｂ）の試料では、Ｍｇ原子の拡散はほとんど発生していないと判断できる。
【００５６】
Ｍｇプロファイルから、活性層へ拡散によって進入したＭｇ原子の１ｃｍ-3あたりの個数（拡散Ｍｇ密度）を見積もることができる。図５（ｂ）の試料では、図５（ａ）の試料に比べて、拡散Ｍｇ密度が１０分の１以下にまで低減した。このように、ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3のときは、Ｍｇの拡散がほとんど起こらない。
【００５７】
図６に、ｍ面成長で作製したｐ型層（成長温度１０００℃）の成長時間と、拡散によるＭｇ原子の進入長との関係を示す。図６のグラフ中における○はＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3のときのデータ、◇はＭｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3のときのデータ、□はＭｇ濃度が８．５×１０19ｃｍ-3のときのデータ、△はＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3のときのデータを示している。
【００５８】
Ｍｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3、６．５×１０18ｃｍ-3では、いずれの場合でも、拡散の進入長と成長時間はおよそ線形な関係にある。これから類推すると、Ｍｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3の場合に進入長を１０ｎｍ未満に抑えるには、成長時間を１０分未満にとどめる必要がある。この場合、必要な膜厚を得るには、ｐ型層の成長レートを大幅に高めなければならない。成長レートが高い条件であっても、Ｍｇのドーピング特性が維持できるか不明である。また、成長レートを大幅に高めると、ｐ型層の結晶性が劣化してしまう。
【００５９】
ｐ型層の成長時間が７０分の場合で比較すると、Ｍｇ濃度が減少するにつれて進入長は低減していくが、特に１．０×１０19ｃｍ-3を下回ると、進入長の低減幅は大きくなる。Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3よりも小さいときは、成長時間が１時間を超えてもほとんど進入長が増加しないため、成長レートを過度に高めずとも必要な膜厚のｐ型層を堆積することができる。
【００６０】
ｐ型層の成長温度を低くできれば、Ｍｇ原子の拡散をある程度抑止することができる。図７Ａは、ｐ型層の成長温度とｐ型層の抵抗率との関係を示すグラフである。図７Ｂは、ｐ型層のＭｇ濃度とＭｇ原子進入長との関係を示すグラフである。図７Ａに示す抵抗率は、図３Ａ、図３Ｂおよび図４の試料と同様の構造を有する試料を用いて測定した。これらの試料におけるｐ型層のＭｇ濃度は、１．０〜１．５×１０19ｃｍ-3である。図７Ｂに示すＭｇ原子の進入長は、ｐ型層を７０分間堆積した試料のＳＩＭＳ分析の結果から求めた。
【００６１】
ｐ型層の抵抗率は、成長温度を下げると増大する傾向にある。成長温度が８００℃のときの抵抗率は５．０Ωｃｍを上回った。電気特性の点から、ｐ型層の成長温度は８５０℃以上に設定することが好ましい。
【００６２】
ｐ型層の成長温度が８５０℃の場合におけるＭｇ原子の進入長は、図７Ｂに示すとおり、成長温度が１０００℃の場合におけるＭｇ原子の進入長よりも短い。しかし、Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3未満の場合、その差は有意なものとはいえない。Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3未満であれば、成長温度の低下は、Ｍｇ原子の拡散抑止に対して大きな効果を発揮しない。
【００６３】
図６および図７Ｂの結果から、Ｍｇ原子の拡散抑止には、Ｍｇ濃度低減が最も有効であることがわかる。
【００６４】
図８は、ｍ面成長で作製したＬＥＤの電流−電圧特性を示すグラフである。このグラフには、ｐ型層のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3の電流−電圧特性と、ｐ型層のＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3の電流−電圧特性が示されている。
【００６５】
図４によれば、Ｍｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3の場合と１．５×１０19ｃｍ-3の場合を比較すると、ｐ型層の抵抗率は前者の場合に相対的に高い。しかし、図８からわかるように、これらのＭｇ濃度差は、電流−電圧特性に顕著な差を発生させず、Ｍｇ濃度が低い場合でも発光素子として十分に小さい動作電圧を達成することができる。
【００６６】
本発明は、ｍ面成長で作製した窒化ガリウム系化合物半導体発光素子において、ｐ型層内のＭｇ濃度を従来のｃ面成長に比べて略半減させても電気特性の悪化が起こらないことを利用したものである。Ｍｇ濃度を適切な範囲に制御したｐ型層では、活性層へのＭｇの拡散そのものの発生を抑止することができる。したがって、活性層での非発光中心の増加を抑え、同時にｐ型層で起こる光の吸収も低減させることができるため、素子の発光効率を劣化させることがない。
【００６７】
以下、図９Ａ、図９Ｂを参照して、ｐ型層による光吸収とｐ型層のＭｇ濃度との関係を説明する。図９Ａは、ｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度が異なる場合の２種類のフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルを示すグラフである。図９Ｂは、波長３６２ｎｍの発光強度に対する波長４２６ｎｍの発光強度の比率（発光強度比）のｐ−ＧａＮ層のＭｇ濃度依存性を示すグラフである。
【００６８】
図９Ａのスペクトルには、Ｍｇ濃度の高低によらず、波長３６２ｎｍ近傍のバンド端発光ピーク、３９０ｎｍ付近のドナー−アクセプターペアのピークが観察される。Ｍｇ濃度が７．５×１０18ｃｍ-3の場合は、波長が約３８０ｎｍ以上の範囲で波長の増加に従って発光強度が単調に低下しているが、Ｍｇ濃度が１．３×１０19ｃｍ-3の場合は、波長が約４２６ｎｍで発光強度の顕著なピークが存在している。これは、波長４２６ｎｍ付近のエネルギーに別の準位が生じていることを意味している。この準位は、ｐ−ＧａＮ層に過剰に存在するＭｇによって生じた不純物準位である。活性層から発した光のうち、波長が４２６ｎｍ付近よりも長い光は、ｐ−ＧａＮ層で吸収されてしまう可能性がある。
【００６９】
図９Ｂからわかるように、Ｍｇ濃度が１×１０19ｃｍ-3を超えると不純物準位のピーク強度が相対的に大きくなっていくが、これは不純物準位の状態密度が増大していることを意味しており、ｐ−ＧａＮ層の中で可視光領域の波長の光を吸収する箇所が多くなることになる。このような光吸収が生じると、素子の外部に取り出せる光量が低下し、実効的な発光効率が低下してしまうことになり、好ましくない。本発明によれば、Ｍｇ濃度を１．０×１０１８ｃｍ−３から９．０×１０１８ｃｍ−３の範囲に設定しているため、上記の光吸収がほとんど生じず、高い発光効率を実現できる。
［００７０］
（実施形態１）
図１０Ａおよび図１０Ｂを参照して、本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第１の実施形態を説明する。
【００７１】
本実施形態の発光素子は、図１０Ａに示すように、ｎ型ＧａＮ系化合物半導体層２、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８、ｎ型ＧａＮ系化合物半導体層２とｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８との間に位置する活性層４、およびｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８と活性層４との間に位置するｐ型オーバーフロー抑制層６を備える。ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８およびｐ型オーバーフロー抑制層６は、ｍ面半導体層であり、これらの層には濃度が１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるＭｇがドープされている。
［００７２］
本実施形態では、ｍ面のｐ型層におけるＭｇ濃度が１．０×１０１８ｃｍ−３から９．０×１０１８ｃｍ−３の範囲にあるため、上述したように、充分に高い正孔濃度を達成し、必要な電流−電圧特性を実現するとともに、Ｍｇ拡散による発光効率の低下を避けることができる。また、Ｍｇ拡散を抑制する目的で活性層にＳｉをドープする必要もなくなる。
［００７３］
ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８は、典型的にはＧａＮから形成され、その厚さは５０ｎｍ以上８００ｎｍ以下の範囲に調整されることが好ましい。一方、ｐ型オーバーフロー抑制層６は、ＡｌＧａＮから形成され、その厚さは１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲に調整されることが好ましい。
【００７４】
なお、ｐ型オーバーフロー抑制層６は、本発明にとって必須の構成要素ではなく、図１０Ｂに示すように、省略されていても良い。図１０Ｂの例では、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８に濃度が１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるＭｇがドープされる。
【００７５】
ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８が厚い場合（例えば、厚さが５００ｎｍ以上の場合）、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８におけるＭｇ濃度をｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の全体にわたって１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲に調整する必要は無い。Ｍｇ濃度を低くする理由は、前述したように、活性層へのＭｇ拡散を抑制するためである。このため、Ｍｇ原子の進入長に比べてｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８が厚い場合、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８のうちで活性層から進入長よりも離れた領域ではＭｇ濃度を低くする必要性は低い。図６に示されるように、Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3の場合においてｐ型層の成長時間が７０分のとき、Ｍｇ原子の進入長は４５ｎｍ程度である。したがって、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８のうちで活性層４からの距離が４５ｎｍ以下の部分におけるＭｇ濃度は、１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、より好ましくは２．０×１０18ｃｍ-3から８．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、更に好ましくは３．０×１０18ｃｍ-3から７．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように制御するべきであるが、活性層４からの距離が４５ｎｍを超えて離れた領域では、９．０×１０18ｃｍ-3よりも高い濃度でＭｇがドープされていても良い。
【００７６】
図１０Ｃに示す構造においては、活性層からの距離が４５ｎｍを超えて離れた領域に、９．０×１０18ｃｍ-3よりも高い濃度でＭｇがドープされている高濃度Ｍｇドープ領域８Ａが設けられている。なお、図１０Ｃにおいて図示を省略しているが、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の表面上にはｐ型電極が設けられる。本実施形態において、高濃度Ｍｇドープ領域８Ａは、コンタクト抵抗低減のため、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の表面側、すなわち、ｐ型電極側に設けられ、ｐ型電極に接触している。なお、図１０Ｃにはｐ型オーバーフロー抑制層６が設けられているが、ｐ型オーバーフロー抑制層６は必ずしも設けられていなくてもよい。
【００７７】
本実施形態において、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８に高濃度Ｍｇドープ領域８Ａ（９．０×１０18ｃｍ-3よりも高い濃度でＭｇがドープされる領域）を設ける場合には、高濃度Ｍｇドープ領域８Ａの厚さは、１０ｎｍ以上に設定され得る。高濃度Ｍｇドープ領域８Ａの厚さが１０ｎｍ未満であれば、ｐ型電極とのコンタクト抵抗が十分に低減されないおそれがあるためである。かつ、高濃度Ｍｇドープ領域８Ａの厚さは１００ｎｍ以下に設定され得る。高濃度Ｍｇドープ領域８Ａの厚さが１００ｎｍより大きければ、高濃度Ｍｇドープ領域８Ａにおいて、活性層から発光した光が吸収されることによる発光効率の低下が問題となり得るためである。
【００７８】
このように本発明の好ましい実施形態において、ｐ型層におけるＭｇ濃度は厚さ方向に均一である必要は無く、連続的または階段状に変化していても良い。この場合、少なくとも活性層から層厚方向に４５ｎｍ以下の範囲において、Ｍｇ濃度を１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3に調整すればよい。
【００７９】
本実施形態の発光素子は、活性層４とｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８との間にアンドープスペーサ層を更に備えてもよい。ただし、電気抵抗低下の観点からは、活性層４とｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８とが接していることが好ましい。
【００８０】
図１０Ａおよび図１０Ｂに示す構成は、後述する製造方法によって容易に作製され得る。
【００８１】
（実施形態２）
次に、図１０Ｄを参照しながら、本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の第２の実施形態を説明する。
【００８２】
本実施形態で使用する結晶成長用基板１０１は、ｍ面の窒化ガリウム（ＧａＮ）が成長できるものである。表面がｍ面である窒化ガリウムそのものの自立基板が最も望ましいが、格子定数が近い４Ｈまたは６Ｈ構造の炭化珪素（ＳｉＣ）のｍ面基板であってもよい。また、表面がｍ面であるサファイア基板であってもよい。ただし、基板に窒化ガリウム系化合物半導体とは異なる物質を使用するのであれば、上部に堆積する窒化ガリウム系化合物半導体層との間に適切な中間層もしくは緩衝層を挿入する必要がある。
【００８３】
ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層をはじめとする窒化ガリウム系化合物半導体の堆積は、ＭＯＣＶＤ法で行う。
【００８４】
熱した硫酸過水溶液とバッファードフッ酸溶液（ＢＨＦ）で基板１０１を洗浄し、その後、十分に水洗して乾燥する。基板１０１は、洗浄後、なるべく空気に触れさせないようにして、ＭＯＣＶＤ装置の反応炉に載置する。
【００８５】
その後、水素、窒素をキャリアガスとして流し、Ｖ族原料であるアンモニア（ＮＨ3）を供給しながら基板を８５０℃まで加熱して基板表面にクリーニング処置を施す。
【００８６】
引き続き、水素と窒素をキャリアガスとしながら、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）もしくはトリエチルガリウム（ＴＥＧ）、更にシラン（ＳｉＨ4）を供給し、基板を１１００℃程度に加熱してｎ−ＧａＮ層１０２を堆積する。シランはｎ型ドーパントであるシリコン（Ｓｉ）を供給する原料ガスである。
【００８７】
次にＳｉＨ4の供給を止め、キャリアガスを窒素のみに切り替え、基板の温度を８００℃未満まで降温してＧａＮバリア層１０３を堆積する。
【００８８】
更にトリメチルインジウム（ＴＭＩ）の供給を開始してＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４を堆積する。ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４は、典型的には５ｎｍ以上の厚さを有することが望ましく、ＧａＮバリア層１０３はＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４の厚さに応じた厚さを有することが好ましい。ＧａＮバリア層１０３とＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４を３周期以上で交互に堆積することで、発光部となるＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５を形成する。３周期以上とするのは、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４の数が多い方が、発光再結合に寄与するキャリアを捕獲できる体積が大きくなり、素子の効率が高まるためである。
【００８９】
ｍ面成長においては、キャリアを捕獲する体積を大きくする目的でＩｎＧａＮ井戸層の厚さを増やすことが有効となる。従来のｃ面成長では、量子閉じ込めシュタルク効果が無視できないため、発光部を構成するＩｎＧａＮ井戸層の厚さを増大させることは困難であった。なぜなら量子閉じ込めシュタルク効果をなるべく無効にするためには、ＩｎＧａＮ井戸層の厚さをある程度まで薄く、典型的には５ｎｍ以下に抑える必要があるからである。一方、ｍ面をはじめとする非極性面では、もともと量子閉じ込めシュタルク効果が発生しない。したがって、ＩｎＧａＮ井戸層を薄くする必要はない。また井戸層が厚くなりすぎると、ひずみが大きくなり、結晶欠陥が入る可能性がある。ここでは井戸層の厚さは７ｎｍ以上１８ｎｍ以下と設定することができる。
【００９０】
ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５の形成後、ＴＭＩの供給を停止し、キャリアガスに窒素を加えて、水素の供給を再開する。更に成長温度を８５０℃〜１０００℃に上昇させ、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）と、ｐ型ドーパントであるＭｇの原料としてビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ2Ｍｇ）とを供給し、ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６を堆積する。
【００９１】
次に、ＴＭＡの供給を停止し、ｐ−ＧａＮ層１０７を堆積する。ただし、ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６、ｐ−ＧａＮ層１０７を堆積するときの成長条件としては、両層内に含まれるＭｇ濃度が１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、より好ましくは２．０×１０18ｃｍ-3から８．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、更に好ましくは３．０×１０18ｃｍ-3から７．０×１０18ｃｍ-3の範囲にあるように、Ｃｐ2Ｍｇ供給量、ＴＭＧ供給量などの諸条件を調整する。また、成長温度を８５０℃〜１０００℃とし、ＴＭＧ供給量を一定にした上で、Ｃｐ2Ｍｇ供給量を制御し、Ｍｇ濃度を上記の範囲におさめることが望ましい。
【００９２】
本実施形態では、ｐ−ＧａＮ層１０７は、ｍ面成長によって形成されたｍ面半導体層である。ｍ面窒化物系半導体積層構造を得るには、典型的には、本実施形態のように、ｍ面ＧａＮ基板を用い、その基板のｍ面上に半導体を成長させればよい。ＧａＮ系基板の表面の面方位が、半導体積層構造の面方位に反映されるからである。しかしながら、ｒ面サファイア基板上にはａ面ＧａＮが成長するという事例もあることから、成長条件によっては必ずしもＧａＮ系基板１０１の主面がｍ面であることが必須とならない。また、最終的なデバイスに基板が残っている必要も無い。本発明の構成においては、少なくともｐ−ＧａＮ層１０７がｍ面半導体層であればよい。
【００９３】
図５からはｍ面成長ｐ型層であってもＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3であれば拡散が起こる様子が明らかである。本発明者らの検討結果（図６および図７Ｂ）によれば、Ｍｇ濃度がおよそ１．０×１０19ｃｍ-3未満で、Ｍｇ原子の拡散の進入長の低減幅が大きくなった。このため、本発明の効果を得るには、９．０×１０18ｃｍ-3以下のＭｇ濃度であることが求められる。Ｍｇ濃度が１．０×１０19ｃｍ-3未満であっても、図６に示すとおり、Ｍｇ原子の拡散の進入長はＭｇ濃度が低いほど低下するため、本発明の効果をより好ましく得るには、Ｍｇ濃度が８．０×１０18ｃｍ-3以下であることが望ましく、Ｍｇ濃度が７．０×１０18ｃｍ-3以下であることが更に望ましい。Ｍｇ濃度が７．０×１０18ｃｍ-3以下であれば、ｐ型層を長時間堆積しても、拡散はほとんど起こらず、進入長はほぼゼロとなる。このため、ｐ型層の膜厚制御における成長時間にマージンを持たせやすい。
【００９４】
また、図４に示されるように、ｍ面成長であっても、Ｍｇ濃度が低すぎると、ｐ型層の抵抗率は著しく増大してしまう。Ｍｇ濃度が１．０×１０18ｃｍ-3を下回ると、抵抗率は５．０Ωｃｍを上回り、発光素子としてはふさわしくない動作電圧を示すことになる。このため、Ｍｇ濃度は１．０×１０18ｃｍ-3以上であることが望ましく、抵抗率が３．０Ωｃｍを下回るようになる２．０×１０18ｃｍ-3以上であることが更に望ましく、抵抗率が２．０Ωｃｍを下回るようになる３．０×１０18ｃｍ-3以上であることが最も望ましい。
【００９５】
ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６は、ｎ−ＧａＮ層１０２側から注入されるｎ型キャリア（電子）が、ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５で発光再結合に寄与せずに、ｐ型層側へ通過してしまうのを防ぐ目的で挿入する層である。また、ｐ−ＧａＮ層１０７は、厚さが５０〜８００ｎｍの範囲にあるように条件を制御して堆積することが望ましい。
【００９６】
反応炉から取り出した基板には、アニーリング処理を行い、ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６およびｐ−ＧａＮ層１０７内に取り込まれた水素原子を脱離させる。
【００９７】
次に、フォトリソグラフィー工程およびエッチング工程により、ｐ−ＧａＮ層１０７、ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６、ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５の所定の領域だけを除去し、ｎ−ＧａＮ層１０２の一部を露出させる。ｎ−ＧａＮ層１０２の露出領域には、Ｔｉ／Ａｌ等で構成されるｎ型電極１０８を形成する。また、ｐ−ＧａＮ層１０７上の所定の領域には、Ｐｄ／Ｐｔ等で構成されるｐ型電極１０９を形成する。
【００９８】
以上の工程によって、図１０Ｄに示す本実施形態の発光素子が製造される。本実施形態の発光素子によれば、ｎ型電極１０８とｐ型電極１０９との間に電圧を印加すると、ｎ型、ｐ型それぞれのキャリアがＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５に注入され、再結合による発光が生じる。
【００９９】
（実施例と比較例）
上記実施形態１の発光素子を、種々の条件で作製した試料を分析した結果を表１に示す。
【０１００】
【表１】
ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５は、ＩｎＧａＮ井戸層１０４とＧａＮバリア層１０３の厚さをそれぞれ３ｎｍ、７ｎｍとし、周期を３周期とした。一部の試料については、ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５とｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層１０６の間に、厚さ８０ｎｍのｕｎ−ＧａＮスペーサ層を挿入している。また、比較のため、ｃ面成長での試料も作製した。
【０１０２】
試料を評価するため、波長３２５ｎｍ励起のＨｅ−Ｃｄレーザを励起光源とするＰＬ強度測定を室温で行い、また簡易的に形成した電極に２０ｍＡの電流を注入したときの電圧の測定を実施した。Ｍｇ原子の進入長は、ＳＩＭＳ分析結果から得た値である。
【０１０３】
（試料１：比較例１）
ｍ面成長で形成したｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度が１．５×１０19ｃｍ-3の場合において、ｐ−ＧａＮ層の成長時間が７０分間のとき、Ｍｇ原子の進入長は約６０ｎｍであった。ｕｎ−ＧａＮスペーサ層を挿入していないため、Ｍｇ原子の一部がＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５のほぼ全域に分布した。このため、素子の発光効率が顕著に低下した。表１では、このときのＰＬ発光強度を基準値１．０とした。
【０１０４】
（試料２：実施例１）
ｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3の場合では、ｐ−ＧａＮ層１０７の成長時間が７０分間であっても、Ｍｇ原子の進入長は約１０ｎｍであった。したがって、ｕｎ−ＧａＮスペーサ層がなくとも、Ｍｇ原子がＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５まで到達することはなかった。試料２のＰＬ発光強度は、試料１の８〜１０倍程度に増大した。また、ｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度が６．５×１０18ｃｍ-3であるため、抵抗率の増加による動作電圧の上昇も比較的小さかった。表１に示される試料の中で、試料１の動作電圧が最も低かったが、試料２の動作電圧と試料１の動作電圧との差異は０．１Ｖ未満であった。
【０１０５】
（試料３：比較例２）
試料３は、試料２におけるｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度と同じ濃度のｐ−ＧａＮ層をｃ面成長で作製したものである。試料３では、試料２のｍ面成長と同様にＭｇ原子の拡散はほとんど起こらなかったが、動作電圧が極めて増大した。これは、図４に示したとおり、ｃ面成長ではｐ−ＧａＮ層１０７の抵抗率が非常に大きくなったためであると考えられる。
【０１０６】
（試料４：実施例２）
ｐ−ＧａＮ層１０７のＭｇ濃度が２．５×１０18ｃｍ-3の場合は、ｐ−ＧａＮ層１０７の成長時間が７０分間でも、Ｍｇ原子の進入長は５ｎｍ未満であった。したがって、ｕｎ−ＧａＮスペーサ層がなくとも、Ｍｇ原子はＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５まで到達することはなかった。ＰＬ発光強度は、試料２と同様、試料１の８〜１０倍程度に増大した。動作電圧は若干増加した。これは、ｐ−ＧａＮ層１０７の抵抗率が大きくなったためと考えられる。試料４の動作電圧は、発光素子として十分に使用できる大きさに留まっている。
【０１０７】
（試料５：比較例３）
試料５は、試料１にｕｎ−ＧａＮスペーサ層を挿入した構成を有している。この場合、Ｍｇ原子がＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５まで到達することはない。したがって、素子の発光効率が低下することはなく、ＰＬ発光強度も、試料１の５〜７倍程度に増大した。しかし、ｕｎ−ＧａＮスペーサ層が存在することにより、動作電圧は４．８１Ｖであった。
【０１０８】
（試料６：比較例４）
試料６は、試料１と同様の構成を有しているが、ｐ−ＧａＮ層１０７の成長時間が試料１の場合の半分である。試料６でも、Ｍｇ原子の進入長は約３０ｎｍに低減された。したがって、非発光中心となるＭｇ原子の量も低減し、発光効率の低下は抑制された。しかし、試料６のＰＬ発光強度は試料１のＰＬ発光強度の２〜３倍程度にしか増大せず、Ｍｇ濃度を６．５×１０18ｃｍ-3まで低減した試料２に比べると不十分な効果しか得られなかった。
【０１０９】
試料１〜５を比較すると、Ｍｇ濃度を６．５×１０18ｃｍ-3とすることでＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５へのＭｇ原子の拡散が抑止され、素子の発光効率の低下を防ぐことができることがわかる。本発明の実施例によれば、ｕｎ−ＧａＮスペーサ層の挿入を不要とすることができ、動作電圧の大幅な上昇を回避できる。
【０１１０】
また、本発明の実施例では、Ｍｇ拡散を抑制する目的でＳｉをドープした層を設ける必要がないため、ｐ−ＧａＮ層１０７からＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層１０５への正孔の注入効率の低下も起こらない。
【０１１１】
なお、ｃ面成長ｐ−ＧａＮ層では、Ｍｇ濃度の低下は電気特性を著しく悪化させるが、ｍ面成長では、Ｍｇ濃度の適切な低下は電気特性の悪化を招かない。ｍ面成長において、ｃ面成長よりもＭｇ活性化率が向上する現象は予想外であり、その詳細な原因は不明である。
【０１１２】
実際のｍ面半導体層の表面（主面）は、ｍ面に対して完全に平行な面である必要は無く、ｍ面から僅かな角度（０度より大きく±１°未満）で傾斜していても良い。表面がｍ面に対して完全に平行な表面を有する基板や半導体層を形成することは、製造技術の観点から困難である。このため、現在の製造技術によってｍ面基板やｍ面半導体層を形成した場合、現実の表面は理想的なｍ面から傾斜してしまう。傾斜の角度および方位は、製造工程によってばらつくため、表面の傾斜角度および傾斜方位を正確に制御することは難しい。
【０１１３】
なお、基板や半導体の表面（主面）をｍ面から１°以上の角度で傾斜させることを意図的に行う場合がある。以下に説明する実施形態では、ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の表面（主面）をｍ面から１°以上の角度で意図的に傾斜させている。
【０１１４】
（他の実施形態）
本実施形態に係る窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜させた面を主面とするｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を備えている。この点を除けば、本実施形態の構成は、図１０Ｄに示される実施形態２の構成と同一である。
【０１１５】
本実施形態に係る窒化ガリウム系化合物半導体発光素子では、図１０Ｄに示す基板１０１の主面がｍ面から１°以上の角度で傾斜している。このような基板１０１は、一般に「オフ基板」と称される。オフ基板は、単結晶インゴットから基板をスライスし、基板の表面を研磨する工程で、意図的にｍ面から特定方位に傾斜した面を主面とするように作製され得る。このように傾斜した基板の主面上に、各種半導体層が積層されると、これらの半導体層の表面（主面）もｍ面から傾斜する。
【０１１６】
次に、図１１を参照しながら、本実施形態におけるｐ型ＧａＮ系化合物半導体層の傾斜について詳細を説明する。
【０１１７】
図１１（ａ）は、ＧａＮ系化合物半導体の結晶構造（ウルツ鉱型結晶構造）を模式的に示す図であり、図２の結晶構造の向きを９０°回転させた構造を示している。ＧａＮ結晶のｃ面には、＋ｃ面および−ｃ面が存在する。＋ｃ面はＧａ原子が表面に現れた（０００１）面であり、「Ｇａ面」と称される。一方、−ｃ面はＮ（窒素）原子が表面に現れた（０００−１）面であり、「Ｎ面」と称される。＋ｃ面と−ｃ面とは平行な関係にあり、いずれも、ｍ面に対して垂直である。ｃ面は、極性を有するため、このように、ｃ面を＋ｃ面と−ｃ面に分けることができるが、非極性面であるａ面を、＋ａ面と−ａ面に区別する意義はない。
【０１１８】
図１１（ａ）に示す＋ｃ軸方向は、−ｃ面から＋ｃ面に垂直に延びる方向である。一方、ａ軸方向は、図２の単位ベクトルａ2に対応し、ｍ面に平行な［−１２−１０］方向を向いている。図１１（ｂ）は、ｍ面の法線、＋ｃ軸方向、およびａ軸方向の相互関係を示す斜視図である。ｍ面の法線は、［１０−１０］方向に平行であり、図１１（ｂ）に示されるように、＋ｃ軸方向およびａ軸方向の両方に垂直である。
【０１１９】
ＧａＮ系化合物半導体層の主面がｍ面から１°以上の角度で傾斜するということは、この半導体層の主面の法線がｍ面の法線から１°以上の角度で傾斜することを意味する。
【０１２０】
次に、図１２を参照する。図１２（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ＧａＮ系化合物半導体層の主面およびｍ面の関係を示す断面図である。この図は、ｍ面およびｃ面の両方に垂直な断面図である。図１２には、＋ｃ軸方向を示す矢印が示されている。図１１に示したように、ｍ面は＋ｃ軸方向に対して平行である。従って、ｍ面の法線ベクトルは、＋ｃ軸方向に対して垂直である。
【０１２１】
図１２（ａ）および（ｂ）に示す例では、ＧａＮ系化合物半導体層における主面の法線ベクトルが、ｍ面の法線ベクトルからｃ軸方向に傾斜している。より詳細に述べれば、図１２（ａ）の例では、主面の法線ベクトルは＋ｃ面の側に傾斜しているが、図１２（ｂ）の例では、主面の法線ベクトルは−ｃ面の側に傾斜している。本明細書では、前者の場合におけるｍ面の法線べクトルに対する主面の法線ベクトルの傾斜角度（傾斜角度θ）を正の値にとり、後者の場合における傾斜角度θを負の値にとることにする。いずれの場合でも、「主面はｃ軸方向に傾斜している」といえる。
【０１２２】
本実施形態では、傾斜角度が１°以上５°以下の範囲にある場合、および、傾斜角度が−５°以上−１°以下の範囲にあるので、傾斜角度が０°より大きく±１°未満の場合と同様に本発明の効果を奏することができる。以下、図１３を参照しながら、この理由を説明する。図１３（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、図１２（ａ）および（ｂ）に対応する断面図であり、ｍ面からｃ軸方向に傾斜したｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８における主面の近傍領域を示している。傾斜角度θが５°以下の場合には、図１３（ａ）および（ｂ）に示すように、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の主面に複数のステップが形成される。各ステップは、単原子層分の高さ（２．７Å）を有し、ほぼ等間隔（３０Å以上）で平行に並んでいる。このようなステップの配列により、全体としてｍ面から傾斜した主面が形成されるが、微視的には多数のｍ面領域が露出していると考えられる。主面がｍ面から傾斜したＧａＮ系化合物半導体層の表面がこのような構造となるのは、ｍ面がもともと結晶面として非常に安定だからである。
【０１２３】
同様の現象は、主面の法線ベクトルの傾斜方向が＋ｃ面および−ｃ面以外の面方位を向いていても生じると考えられる。主面の法線ベクトルが例えばａ軸方向に傾斜していても、傾斜角度が１°以上５°以下の範囲にあれば同様であると考えられる。
【０１２４】
したがって、ｍ面から任意の方位に１°以上５°以下の角度で傾斜した面を主面とするｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層であっても、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3から９．０×１０18ｃｍ-3の範囲でＭｇがドープされていれば、発光素子として十分に小さい動作電圧を達成することができる。これにより、活性層へのＭｇの拡散そのものの発生を抑止することができる。活性層での非発光中心の増加を抑え、同時にｐ型層で起こる光の吸収も低減させることができるため、素子の発光効率を劣化させることがない。
【０１２５】
なお、傾斜角度θの絶対値が５°より大きくなると、ピエゾ電界によって内部量子効率が低下する。このため、ピエゾ電界が顕著に発生するのであれば、ｍ面成長により半導体発光素子を実現することの意義が小さくなる。したがって、本発明では、傾斜角度θの絶対値を５°以下に制限する。しかし、傾斜角度θを例えば５°に設定した場合でも、製造ばらつきにより、現実の傾斜角度θは５°から±１°程度ずれる可能性がある。このような製造ばらつきを完全に排除することは困難であり、また、この程度の微小な角度ずれは、本発明の効果を妨げるものでもない。
【産業上の利用可能性】
【０１２６】
本発明の半導体発光素子は、ｐ型の窒化ガリウム系化合物半導体において、Ｍｇ原子が活性層へ拡散することを抑制しつつ、良好な低消費電力を実現できる。
【符号の説明】
【０１２７】
１０１ 結晶成長用基板
１０２ ｎ−ＧａＮ層
１０３ ＧａＮバリア層
１０４ ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層
１０５ ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層
１０６ ｐ−ＡｌＧａＮオーバーフロー抑制層
１０７ ｐ−ＧａＮ層
１０８ ｎ型電極
１０９ ｐ型電極
Claims (11)
- ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、
ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、
前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記活性層との間に位置するｐ型オーバーフロー抑制層、および、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、
を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はｍ面半導体層であり、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はＧａＮ層であり、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は前記ｐ型オーバーフロー抑制層と接触しており、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、濃度が９．０×１０ 18 ｃｍ -3 よりも高いＭｇがドープされている高濃度領域と、前記高濃度領域以外の領域とからなり、
前記高濃度領域は、前記ｐ型電極側に１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の厚さで設けられ、
前記高濃度領域以外の領域には、濃度が１．０×１０ 18 ｃｍ -3 以上９．０×１０ 18 ｃｍ -3 以下の範囲にあるＭｇがドープされている、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 - 前記ｐ型オーバーフロー抑制層には、濃度が１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18以下ｃｍ-3の範囲にあるＭｇがドープされている、請求項１に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
- 前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層のうちで、前記活性層からの距離が４５ｎｍ以下の部分におけるＭｇ濃度は、１．０×１０18ｃｍ-3以上９．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にある、請求項１または２に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
- 前記活性層と前記ｐ型オーバーフロー抑制層との間に位置するアンドープスペーサ層を更に備えている、請求項１から３のいずれかに記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
- 前記活性層と前記ｐ型オーバーフロー抑制層とが接している、請求項１から３のいずれかに記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
- ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、
ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、
前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、および、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はｍ面半導体層であり、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はＧａＮ層であり、
前記活性層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層とが接しており、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、濃度が９．０×１０ 18 ｃｍ -3 よりも高いＭｇがドープされている高濃度領域と、前記高濃度領域以外の領域とからなり、
前記高濃度領域は、前記ｐ型電極側に１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の厚さで設けられ、
前記高濃度領域以外の領域には、濃度が１．０×１０ 18 ｃｍ -3 以上９．０×１０ 18 ｃｍ -3 以下の範囲にあるＭｇがドープされている、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 - 前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層のうちで、前記活性層からの距離が４５ｎｍ以下の部分におけるＭｇ濃度は、２．０×１０18ｃｍ-3以上８．０×１０18ｃｍ-3以下の範囲にある、請求項６に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
- ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層を形成する工程（Ａ）と、
前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層上に活性層を形成する工程（Ｂ）と、
前記活性層またはｐ型オーバーフロー抑制層に接触するようにＧａＮ層であるｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を形成する工程（Ｃ）と、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接するｐ型電極を形成する工程（Ｄ）とを含む窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法であって、
工程（Ｃ）は、ｍ面成長によって前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層を成長させるものであって、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層の前記ｐ型電極側に１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の厚さの高濃度領域を設ける工程（Ｃ１）と、前記高濃度領域以外の領域を設ける工程（Ｃ２）とからなり、
工程（Ｃ１）では、濃度が９．０×１０ 18 ｃｍ -3 よりも高いＭｇをドープし、
工程（Ｃ２）では、濃度が１．０×１０ 18 ｃｍ -3 以上９．０×１０ 18 ｃｍ -3 以下の範囲にあるＭｇをドープする、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法。 - ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、
ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、
前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記活性層との間に位置するｐ型オーバーフロー抑制層、および、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、
を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜している半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層における主面の法線とｍ面の法線とが形成する角度が１°以上５°以下であり、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はＧａＮ層であり、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は前記ｐ型オーバーフロー抑制層と接触しており、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、濃度が９．０×１０ 18 ｃｍ -3 よりも高いＭｇがドープされている高濃度領域と、前記高濃度領域以外の領域とからなり、
前記高濃度領域は、前記ｐ型電極側に１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の厚さで設けられ、
前記高濃度領域以外の領域には、濃度が１．０×１０ 18 ｃｍ -3 以上９．０×１０ 18 ｃｍ -3 以下の範囲にあるＭｇがドープされている、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 - 前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｃ軸方向またはａ軸方向に傾斜している半導体層である請求項９に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
- ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層、
ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層、
前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に位置する活性層、および、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層に接触するｐ型電極、
を備える窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜している半導体層であり、前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層における主面の法線とｍ面の法線とが形成する角度が１°以上５°以下であり、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層はＧａＮ層であり、
前記活性層と前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層とが接しており、
前記ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体層は、濃度が９．０×１０ 18 ｃｍ -3 よりも高いＭｇがドープされている高濃度領域と、前記高濃度領域以外の領域とからなり、
前記高濃度領域は、前記ｐ型電極側に１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の厚さで設けられ、
前記高濃度領域以外の領域には、濃度が１．０×１０ 18 ｃｍ -3 以上９．０×１０ 18 ｃｍ -3 以下の範囲にあるＭｇがドープされている、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
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